專利名稱：具有優(yōu)異低溫韌性的超高強度三相鋼的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及在母材板以及焊接時的熱影響區(qū)(HAZ)處均具有優(yōu)異低溫韌性的超高強度、可焊接、低合金三相鋼板。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，恰在權(quán)利要求書的前面給出了一個術(shù)語表。
經(jīng)常地，需要在低溫，即低于約-40℃(-40°F)的溫度下貯存和運輸加壓的揮發(fā)性流體。例如，需要在約1035kPa(150psia)至約7590kPa(1100psia)的壓力范圍內(nèi)以及約-123℃(-190°F)至約-62℃(-80°F)的溫度下，貯存和運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)濟地貯存和運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，在其母材鋼及HAZ處均須具有足夠的強度來承受流體的壓力，以及足夠的韌性來防止斷裂，即失效事件的發(fā)生。
韌脆轉(zhuǎn)變溫度(DBTT)將結(jié)構(gòu)鋼劃分為兩種斷裂方式。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的溫度時，鋼的失效傾向于以高能量的延性斷裂方式發(fā)生。建造用于上述低溫應(yīng)用場合以及其它承載、低溫服役場合的貯存及運輸容器所用的焊接鋼的DBTT必須遠低于母材鋼及其HAZ處在服役條件下的溫度，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)，抗拉強度最高分別為約485MPa(70Ksi)，620MPa(90Ksi)和830MPa(120Ksi)。為了實現(xiàn)所述強度與韌性的組合，這些鋼一般需進行價格昂貴的處理，如雙退火處理。在低溫應(yīng)用場合，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，但必須針對它們相對低的抗拉強度進行設(shè)計。所述設(shè)計一般為滿足承載、低溫場合的要求，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度的、低合金(HSLA)鋼，例如，AISI4320或4330鋼，均存在提供較佳抗拉強度(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)處的DBTT。一般地，所述鋼的焊接性和低溫韌性隨抗拉強度的增加而下降。正是出于這一原因，一般才未考慮在低溫場合使用當(dāng)前市售的、現(xiàn)有技術(shù)水平的HSLA鋼。這些鋼中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相變點與約Ac3相變點之間溫度的HAZ處(見術(shù)語表中Ac1及Ac3相變點的定義)形成了由焊接熱循環(huán)所致的不良顯微組織。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HSLA鋼，用于油及氣體輸送的X100管線鋼的HAZ處的DBTT高于約-50℃(-60°F)。能量貯存及運輸部門中存在強烈需求，就是開發(fā)將上述商品化的含鎳鋼的低溫韌性性能與HSLA鋼的高強度及低成本的特點相結(jié)合，同時也具有優(yōu)異的焊接性和所要求的厚截面能力，即，特別是在其厚度等于或大于約25mm(1英寸)時能基本提供所要求的顯微組織與性能(如強度和韌性)的能力的新鋼種。
在非低溫應(yīng)用場合，大部分市售的，現(xiàn)有技術(shù)水平的低碳與中碳HSLA鋼由于強度高時其韌性較低，因此，它們或者在只相當(dāng)于其強度水平的幾分之一的條件下設(shè)計使用，或者，被處理成較低強度，以獲得滿意的韌性。在工程應(yīng)用場合，所述這些方法造成截面厚度的增加，因此，使構(gòu)件的重量增加，而且最終導(dǎo)致其成本比HSLA鋼的高強度潛力得以充分利用時的成本高。在某些關(guān)鍵場合，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鋼的較佳強度，但卻使成本明顯增加。使用標(biāo)準(zhǔn)的商品化的HSLA鋼時遇到的另一個問題是HAZ處的氫致開裂，特別是采用低熱輸入焊接時，這一問題尤為突出。
在低合金鋼具有高強度和超高強度的條件下，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)化的低溫場合使用的具有超高強度，如大于約830MPa(120Ksi)的抗拉強度，以及在橫向測試時的母材板中(見術(shù)語表中橫向的定義)與HAZ處的低溫韌性均優(yōu)異，如DBTT低于約-62℃(-80°F)的價格合理的鋼材。
因此，本發(fā)明的主要目的是在如下三個關(guān)鍵方面改善現(xiàn)有水平的HSLA鋼的技術(shù)，以使其適合在低溫使用(i)使母材鋼在橫向與焊接HAZ處的DBTT降低至小于約-62℃(-80°F)，(ii)獲得超過830MPa(120Ksi)的抗拉強度，以及(iii)提供較佳的焊接性。本發(fā)明的其它目的是獲得具有厚截面能力，尤其是在厚度等于或大于約25mm(1英寸)時的上述HSLA鋼，以及采用目前商業(yè)化的可行的處理技術(shù)進行上述工作，以使所述鋼在商業(yè)化的低溫場合的使用從經(jīng)濟上可行。
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，采用適當(dāng)流體如水進行淬火，快冷至適當(dāng)?shù)拇慊鹬兄箿囟?QST)，以便獲得細晶粒和三相顯微復(fù)合組織。這種三相復(fù)合顯微組織優(yōu)選由最多可達約40vol％的較軟的鐵素體相，約50vol％到90vol％的主要為細晶粒板條馬氏體、細晶粒下貝氏體、細小粒狀貝氏體(FGB)，或其混合物等強度較高的第二相，以及最多可達約10vol％的韌性增強的殘余奧氏體第三相組成。在本發(fā)明的一個實施方案中，軟的鐵素體相主要由形變鐵素體組成(如此處和在術(shù)語表中的定義)。
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)用場合，原因在于，所述鋼，不會因此限定于這個發(fā)明，優(yōu)選是指厚度等于或大于約25mm(1英寸)的鋼板，具有下述特性(i)在母材鋼的橫向方向上及焊接HAZ處，其DBTT低于約-62℃(-80°F)，優(yōu)選低于約-73℃(-100°F)，再優(yōu)選低于約-100℃(-150°F)，更優(yōu)選低于約-123℃(-190°F)，(ii)抗拉強度大于約830MPa(120Ksi)，優(yōu)選大于約860MPa(125Ksi)，再優(yōu)選大于約900MPa(130Ksi)，更優(yōu)選大于約i000MPa(145Ksi)，(iii)優(yōu)越的焊接性，(iv)優(yōu)于標(biāo)準(zhǔn)的商品化的HSLA鋼的改進韌性。
附圖描述參照附圖以及下面的詳細描述，將會更好地了解本發(fā)明的優(yōu)點，其中，所述附圖中

圖1是本發(fā)明鋼三相顯微復(fù)合組織中裂紋擴展曲折路徑的示意圖。
圖2A是根據(jù)本發(fā)明，在再加熱之后鋼坯中奧氏體晶粒尺寸的示意圖。
圖2B是根據(jù)本發(fā)明，奧氏體在可發(fā)生再結(jié)晶的溫度范圍熱軋之后，但在不能發(fā)生再結(jié)晶的溫度范圍熱軋之前，鋼坯中的原奧氏體晶粒尺寸(見術(shù)語表)的示意圖。
圖2C是根據(jù)本發(fā)明，經(jīng)過完成TMCP處理的鋼板中伸長的、扁平的在整個厚度方向上具有非常細小的等效晶粒尺寸的奧氏體晶粒結(jié)構(gòu)的示意圖。
圖3是根據(jù)本發(fā)明的鋼中三相顯微復(fù)合組織的透射電子顯微鏡照片例子。
圖4是根據(jù)本發(fā)明的鋼中FGB顯微組織的透射電子顯微鏡照片例子。
雖然結(jié)合其優(yōu)選的實施方案對本發(fā)明進行了介紹，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)明涉及通過生產(chǎn)細晶粒、三相顯微復(fù)合組織結(jié)構(gòu)來開發(fā)出滿足上述要求的新型HSLA鋼。這種三相顯微復(fù)合組織包括最多可達約40vol％的鐵素體相，約50vol％到90vol％、主要由細晶粒板條馬氏體、細晶粒下貝氏體、細小粒狀貝氏體(FGB)，或其混合物等構(gòu)成的第二相，以及最多可達約10vol％的殘余奧氏體(RA)第三相。此RA包含細晶粒板條馬氏體/細晶粒下貝氏體界面處的RA薄層和在FGB(如這里的定義)內(nèi)形成的RA。在本發(fā)明的某些實施方案中，鐵素體相主要包括形變鐵素體和平衡的多邊鐵素體(PF)。在本發(fā)明的某些實施方案中，第二相主要包括FGB。在本發(fā)明的某些實施方案中，第二相主要包括細晶粒板條馬氏體、細晶粒下貝氏體、或其混合物組成。組成此于組織中的其它組元可以包括針狀鐵素體(AF)，上貝氏體(UB)，退化的上貝氏體(DUB)等，如本領(lǐng)域熟悉技術(shù)人員公知的。
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介紹。顯微組織韌化則通過獲得非常細小的等效晶粒尺寸以及產(chǎn)生非常細小的彌散強韌相同時減小較軟形變鐵素體相的等效晶粒尺寸(“平均滑移距離”)來實現(xiàn)。彌散的強韌相使裂紋擴展的曲折度最大限度的增加，從而增加了本顯微復(fù)合鋼的裂紋擴展阻力。
本發(fā)明中細小的等效晶粒尺寸可通過兩種方法來實現(xiàn)。第一，利用下文所述的TMCP來形成細小的奧氏體扁平結(jié)構(gòu)或厚度。第二，通過形成細晶粒的板條馬氏體和/或束團狀形成的細晶粒下貝氏體，和/或者下面所述的FGB的形成來進一步細化奧氏體扁平結(jié)構(gòu)。這種綜合的方法可供生成非常細小的等效晶粒尺寸，特別是在沿厚度方向上。在用來描述本發(fā)明的詞語中，“等效晶粒尺寸”分別是指依照本發(fā)明完成了TMCP軋制后的平均奧氏體扁平結(jié)構(gòu)的厚度，以及在完成了奧氏體扁平結(jié)構(gòu)向束團狀細晶粒板條馬氏體及/或細晶粒下貝氏體或FGB的轉(zhuǎn)變之后，平均束團的寬度或平均晶粒尺寸大小。
根據(jù)前面所述，這里給出一種制備超高強度、三相鋼板的方法，這種鋼板具有一種顯微復(fù)合組織，包括最多可達約40vol％、優(yōu)選主要為形變鐵素體的鐵素體第一相，約50vol％到90vol％、主要為細晶粒板條馬氏體、細晶粒下貝氏體、FGB，或其混合物的第二相，以及最多可達約10vol％的殘余奧氏體第三相。這種方法包含以下步驟(a)將鋼坯加熱到足夠高的再加熱溫度，使(i)鋼坯充分均勻化，(ii)溶解鋼坯中基本上所有的鈮和釩的碳化物及碳氮化合物，(iii)在鋼坯中形成細小的初始奧氏體晶粒；(b)在奧氏體可再結(jié)晶的第一個溫度區(qū)間，用一次或多次熱軋道次把鋼坯軋制成鋼板；(c)在約Ar3相變溫度以上、約Tnr溫度以下的第二個溫度區(qū)間用一次或多次熱軋道次進一步軋制鋼板；(d)在約Ar3相變溫度以下、約Ar1相變溫度以上的第三個溫度區(qū)間(即亞臨界溫度區(qū)間)用一次或多次熱軋道次進一步軋制上述的鋼板；(e)以至少約10℃/秒(18°F/秒)的冷卻速率淬火上述鋼板到優(yōu)選低于約600℃(1110°F)的淬火停止溫度(QST)；(f)停止上述淬火。在本發(fā)明的另一個實施方案中，QST優(yōu)選在約Ms相變溫度加100℃(180°F)的溫度以下，更優(yōu)選的在約350℃(662°F)的溫度以下。然而，在本發(fā)明的另一個實施方案中，QST優(yōu)選在環(huán)境溫度。在本發(fā)明的一個實施方案中，允許鋼板在步驟(f)之后空冷到環(huán)境溫度。在用來描述本發(fā)明的術(shù)語中，淬火指的是，相對與把鋼空冷至環(huán)境溫度而言，利用挑選的能夠增加鋼的冷卻速率的流體介質(zhì)，采用任何方法來進行的加速冷卻。本發(fā)明的方法促進了鋼板的顯微組織轉(zhuǎn)變?yōu)榘ㄗ疃嗫蛇_約40vol％的鐵素體第一相，約50vol％到90vol％、主要為細晶粒板條馬氏體、細晶粒下貝氏體、FGB，或其混合物的第二相，以及最多可達約10vol％的殘余奧氏體第三相的顯微復(fù)合組織。顯微組織中的其它組元/相可能包括針狀鐵素體(AF)，上貝氏體(UB)，退化的上貝氏體(DUB)等。在本發(fā)明的某些實施方案中，在淬火停止后鋼板被空冷至環(huán)境溫度。(Tnr溫度、Ar3和Ar1相變溫度的定義見術(shù)語表。)為了確保環(huán)境溫度及低溫韌性，本發(fā)明鋼中的第二相的顯微組織主要包括細晶粒下貝氏體、細晶粒板條馬氏體、FGB或其混合物。優(yōu)選將第二相中的脆性組成物，如上貝氏體、孿晶馬氏體和馬氏體-奧氏體(MA)的形成基本降至最小程度。在描述本發(fā)明時，以及在權(quán)利要求書中，所用的“為主(主要)”意思是至少約50％體積分?jǐn)?shù)。第二相顯微組織中的余下部分可以包含AF、UB、DUB以及相似的組元。在本發(fā)明的一個實施方案中，第二相的顯微組織包括至少約60％體積分?jǐn)?shù)到約80％體積分?jǐn)?shù)，甚至優(yōu)選至少約90％體積分?jǐn)?shù)的細晶粒下貝氏體、細晶粒板條馬氏體，或其混合物。這種實施方案特別適合強度大于約930MPa(135ksi)的情況。在另一個實施方案中，第二相的顯微組織主要包括FGB。在這種情況下，第二相的余下部分可能包括細晶粒下貝氏體、細晶粒板條馬氏體、AF、UB、DUB以及相似的組元。這種實施方案特別適合低強度鋼，即低于約930MPa(135ksi)但高于約830MPa(120ksi)。
本發(fā)明的一個實施方案包括一種制備雙相鋼板的方法，這種鋼板的顯微組織包括大約10vol％到約40vol％、基本上(“實質(zhì)上”)100vol％鐵素體的第一相，和大約60vol％到約90vol％、主要為細晶粒板條馬氏體、細晶粒下貝氏體、或其混合物的第二相，上述方法包括下列步驟(a)將鋼坯加熱到足夠高的再加熱溫度，使(i)上述鋼坯基本均勻化，(ii)在上述鋼坯中溶解基本上所有的鈮和釩的碳化物及碳氮化合物，(iii)在上述鋼坯中形成細小的初始奧氏體晶粒；(b)在奧氏體可再結(jié)晶的第一個溫度區(qū)間，用一次或多次熱軋道次把所述鋼坯軋制成鋼板；(c)在約Ar3相變溫度以上、約Tnr溫度以下的第二個溫度區(qū)間用一次或多次熱軋道次進一步軋制上述鋼板；(d)在約Ar3相變溫度和約Ar1相變溫度之間的第三個溫度區(qū)間用一次或多次熱軋道次進一步軋制上述的鋼板；e)以大約10℃/秒到約40℃/秒(18°F/秒-72°F/秒)的冷卻速率淬火上述鋼板，到低于大約Ms相變溫度加200℃(360°F)的淬火停止溫度；(f)停止上述淬火。上述實施的步驟促成了上述鋼板所述顯微組織轉(zhuǎn)變?yōu)榧s10vol％到40vol％的鐵素體第一相，和約60vol％到90vol％、主要為細晶粒板條馬氏體、細晶粒下貝氏體、或其混合物的第二相的顯微組織。在這里以及在中，“三相”意味著至少有三種相，“雙相”意味著至少有二種相?！叭唷焙汀半p相”這二個術(shù)語均無意限制本發(fā)明。
根據(jù)本發(fā)明處理的鋼坯采用通常的方式生產(chǎn)，而且，在一個實施方案中，所述鋼坯含有鐵及下述合金元素，其重量范圍優(yōu)選如下面的表I所示表I合金元素 范圍(wt％)碳(C) 0.03—0.12，更優(yōu)選0.03—0.07錳(Mn)最大到約2.5，更優(yōu)選1.0—2.0鎳(Ni)1.0—3.0，更優(yōu)選1.5—3.0鈮(Nb)0.02—0.1，更優(yōu)選0.02—0.05鈦(Ti)0.008—0.03，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)有時添加在鋼中，添加量優(yōu)選最高約1.0wt％，并且更優(yōu)選為約0.2—0.6wt％。
鉬(Mo)有時添加在鋼中，添加量優(yōu)選最高約0.8wt％，并且更優(yōu)選為約0.1—0.3wt％。
硅(Si)有時添加在所述鋼中，添加量優(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％。
銅(Cu)有時添加在所述鋼中，添加量優(yōu)選范圍從約0.1wt％到1.0wt％，更優(yōu)選范圍從約0.2wt％到0.4wt％。
硼(B)有時添加在所述鋼中，添加量優(yōu)選最高約0.0020wt％，更優(yōu)選范圍從約0.0006wt％到0.0015wt％。
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)。鎳含量優(yōu)選低于9wt％，更優(yōu)選低于約6wt％。鎳含量優(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％。
此外，鋼中的殘留物質(zhì)優(yōu)選基本降至最少。磷(P)含量優(yōu)選低于約0.01wt％、硫(S)含量優(yōu)選低于約0.004wt％、氧(O)含量優(yōu)選低于約0.002wt％。
鋼坯的加工(1)DBTT的降低獲得低的DBTT，如在母材鋼板的橫向和焊接的HAZ處的DBTT低于約-62℃(-80°F)是發(fā)展用于低溫場合的新型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)中的強度的同時，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斷裂抗力的貢獻，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。所述顯微組織韌化的一個關(guān)鍵因素包括細化原奧氏體晶粒尺寸，通過熱-機械控制軋制方法(TMCP)改變晶粒的形態(tài)，以及在所述細小晶粒范圍內(nèi)形成三相分布的結(jié)構(gòu)，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晶體，此處所使用的“晶界”指的是金屬中與由一個晶體取向向另一個晶體取向轉(zhuǎn)變，從而將一個晶粒同另一個晶粒分開的相對應(yīng)的金屬中的細窄區(qū)。此處所使用的“大角度晶界”是將兩個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邊界或界面，即，趨于使擴展裂紋或裂縫改變方向，以及由此使斷裂路徑曲折的邊界或界面。
TMCP對單位體積中大角度交界的總界面面積Sν的貢獻，由下述方程確定Sν=1d(1+R+1R)+0.63(r-30)]]>式中d是進行在奧氏體不能再結(jié)晶的溫度區(qū)間內(nèi)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)晶的溫度區(qū)間內(nèi)進行熱軋所產(chǎn)生的所述鋼厚度方向上的軋制壓下量百分?jǐn)?shù)。
本專業(yè)公知的是，當(dāng)鋼的Sν增加時，其DBTT降低，原因在于在大角度交界處，裂紋發(fā)生偏轉(zhuǎn)，以及附帶的使斷裂路徑變得彎曲。在商業(yè)化的TMCP實踐中，R值對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，Sν基本上只能通過減小d值來增大，這點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/變形期間的總軋制量相同時，初始平均奧氏體晶粒尺寸較細小的鋼將會獲得最終平均奧氏體晶粒尺寸更細小的鋼。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實踐，并同時在TMCP過程中對奧氏體晶粒長大產(chǎn)生所要求的抑制作用。參見圖2A，采用相對較低的再加熱溫度，優(yōu)選在約955℃和約1100℃(1750—2012°F)之間，以使在熱變形前再加熱的鋼坯20′中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在傳統(tǒng)的TMCP中因再加熱溫度較高，即高于約1100℃(2012°F)所引起的奧氏體晶粒的過分長大。為促進動態(tài)再結(jié)晶誘發(fā)的晶粒細化，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％的大的每道次軋制壓下量?，F(xiàn)在參照圖2B，根據(jù)本發(fā)明的處理方法使在奧氏體可發(fā)生再結(jié)晶的溫度區(qū)間熱軋(變形)后，但在進行奧氏體不能發(fā)生再結(jié)晶的溫度下的熱軋之前的鋼坯20″中的平均原奧氏體晶粒尺寸D″(即，d)小于約50μm，優(yōu)選小于約30μm，再優(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相變點的溫度區(qū)間實施大軋制量，累計軋制量優(yōu)選超過約70％的軋制。現(xiàn)在參照圖2C，根據(jù)本發(fā)明的TMCP法導(dǎo)致在終軋后的鋼板20中形成拉長的、扁平狀的奧氏體晶粒結(jié)構(gòu)，且奧氏體晶粒在整個厚度方向具有非常細小的等效晶粒尺寸D，例如，其等效晶粒尺寸D小于約10μm，優(yōu)選小于約8μm，再優(yōu)選小于約5μm，更優(yōu)選小于約3μm，并且甚至再更優(yōu)選小到約2μm到3μm之間，從而增加了大角度界面的交界面積，如在鋼板20中的21每單位體積，正如本專業(yè)的技術(shù)人員所了解的那樣。
一般而言，為了減小機械行為的各向異性，增強截面方向上的韌性和DBTT，減小扁平形晶粒的縱橫比，即扁平形晶粒的長度與厚度的平均比率，甚至細化其厚度，是一個有用的方法。在本發(fā)明中，通過控制這里所述的TMCP工藝參數(shù)，此扁平形晶粒的縱橫比能被保持在優(yōu)選的小于約100，更優(yōu)選的小于約75，還更優(yōu)選的小于約50，甚至更優(yōu)選的小于約25。
在亞臨界溫度范圍完成軋制還導(dǎo)致在形變鐵素體中引入在亞臨界溫度范圍停留時從奧氏體分解中所形成的“扁平薄餅”結(jié)構(gòu)，這種結(jié)構(gòu)進而將會使整個厚度方向的等效晶粒尺寸降低。在描述本發(fā)明時，形變鐵素體指的是在亞臨界溫度范圍停留時從奧氏體分解中形成，并且，經(jīng)過了其形成后的熱軋變形而形成的鐵素體。因此，形變鐵素體還具有包括高的位錯密度(如約108位錯/cm2或更多)在內(nèi)的高程度的變形亞結(jié)構(gòu)，使得其強度升高。設(shè)計本發(fā)明的鋼，就是利用細化形變鐵素體來同時提高其強度和韌性。
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此處所述的所要求組成的鋼坯；加熱所述鋼坯至約955—1100℃(1750—2012°F)的溫度，優(yōu)選為從955—1065℃(1750—1950°F)；在奧氏體可發(fā)生再結(jié)晶的第一個溫度下，即高于約Tnr的溫度下，采用一個或多個道次將所述鋼坯熱軋成鋼板，其中軋制量為約30—70％，并且，在低于約Tnr溫度但高于約Ar3相變點的第二個溫度區(qū)間，采用一個或多個道次，對所述鋼板進行軋制量為約40—80％的進一步熱軋，再在低于約Ar3相變溫度并高于約Ar1相變溫度的亞臨界溫度范圍內(nèi)，采用一個或多個道次，在軋制量為約15—50％下對鋼板進行終軋。然后，以至少約10℃/秒(18°F/秒)的冷卻速度將所述熱軋后的鋼板淬火至一個適當(dāng)?shù)拇慊鹜Ｖ箿囟萉ST，該溫度優(yōu)選低于約600℃(1110°F)。在本發(fā)明的另一個實施方案中，QST優(yōu)選低于約Ms相變溫度加200℃(360°F)的溫度，更優(yōu)選低于約Ms相變溫度加100℃(180°F)的溫度，甚至更優(yōu)選低于約350℃(662°F)的溫度。在另一個實施方案中，QST為環(huán)境溫度。在本發(fā)明的一個實施方案中，鋼板可以在淬火終止后，被空冷至環(huán)境溫度。
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“軋制百分比”指的是在進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，并未由此對本發(fā)明進行限制，約254mm(10英寸)厚的鋼坯可在第一個溫度范圍壓下約30％(30％的軋制量)，使厚度變?yōu)榧s180mm(7英寸)，然后，在第二個溫度范圍，軋制壓下約80％(80％的軋制量)，從而使厚度變?yōu)榧s35mm(1.4英寸)，再在在第三個溫度范圍，軋制壓下約30％(30％的軋制量)，從而使厚度變?yōu)榧s25mm(1英寸)。此處使用的“鋼坯”指的是一塊具有任何尺寸的鋼。
對所述鋼坯優(yōu)選采用適當(dāng)?shù)氖侄?，例如將所述鋼坯置于爐內(nèi)一段時間，進行加熱，以使基本上整個鋼坯，優(yōu)選整個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)人員通過實驗或者通過采用適當(dāng)模型進行計算來加以確定。另外，將基本上整個鋼坯，優(yōu)選整個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得的溫度。鋼的表面溫度可以通過使用例如光學(xué)高溫計或者借助任何其它的適合測量鋼的表面溫度的儀器來進行測定。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，以進行中心溫度的測量，而表面溫度采用光學(xué)高溫計測定。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量表面溫度來確定。另外，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(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軋制量。本領(lǐng)域的技術(shù)人員可以通過實驗或者通過模型計算來對根據(jù)本發(fā)明的特定鋼的這一溫度進行確定。類似地，本領(lǐng)域的技術(shù)人員可以通過實驗或者模型計算來確定此處所述及的根據(jù)本發(fā)明的任何鋼的Ar1，Ar3和Ms相變點。
已述及的TMCP的運用可獲得高的Sν值。另外，由本發(fā)明的TMCP所產(chǎn)生的三相顯微組織將通過提供大量大角度界面和邊界來進一步增加界面面積。例如，不限定這個發(fā)明，所形成的大角度界面和邊界包括形變鐵素體相/第二相界面，以及在第二相內(nèi)，板條馬氏體/下貝氏體束團界面，板條馬氏體/下貝氏體和殘留奧氏體界面，在FGB內(nèi)的貝氏體型鐵素體/貝氏體型鐵素體界面，在FGB內(nèi)的貝氏體型鐵素體和馬氏體/殘留奧氏體顆粒界面，如將在下面進一步討論的。在亞臨界溫度范圍的強化軋制所產(chǎn)生的大量織構(gòu)在整個厚度方向上形成了一個由較軟的形變鐵素體相層片和較強第二相交替組成的夾層或疊層的結(jié)構(gòu)。這種構(gòu)型，如示意圖1，導(dǎo)致在整個厚度方向上裂紋12擴展路徑發(fā)生明顯的曲折。這是由于，例如，在較軟的形變鐵素體相14內(nèi)萌生的裂紋12，在形變鐵素體相14和第二相16之間的大角度界面18，由于在這兩個相內(nèi)的滑移和解理面具有不同的取向，而改變擴展面，即改變方向。在第二相16內(nèi)出現(xiàn)的殘留奧氏體第三相沒有在圖1示出。界面18具有非常出色的界面結(jié)合強度，迫使裂紋12偏轉(zhuǎn)而不是使界面分離。另外，一旦裂紋12進入第二相16，裂紋12的擴展將被如下所述的那樣所牽制。對于主要為板條馬氏體/下貝氏體的第二相情況，在第二相16中的板條馬氏體/下貝氏體將以束團的形式出現(xiàn)，束團之間具有大角度界面。在一個扁平結(jié)構(gòu)內(nèi)可形成幾個束團，這使得顯微組織得到進一步細化，從而使裂紋12穿過扁平結(jié)構(gòu)內(nèi)的第二相16時的擴展路徑曲折度增加。在這種顯微組織中，束團的寬度為等效晶粒尺寸，它對解理斷裂阻力和DBTT有明顯的影響作用，細小的束團寬度將增強解理斷裂阻力并降低DBTT。在本發(fā)明中，特別是當(dāng)沿鋼板的厚度方向測量束團直徑時，平均的束團寬度優(yōu)選小于約5μm，更優(yōu)選小于約3μm，甚至更優(yōu)選小于約2μm?？偟慕Y(jié)果表現(xiàn)在利用以下多種因素的相互結(jié)合使本發(fā)明鋼的三相結(jié)構(gòu)中的裂紋12的擴展阻力明顯增加。這些因素包括疊層織構(gòu)，在相間界面處中斷開裂面，在第二相內(nèi)的裂紋曲折。這點導(dǎo)致Sν顯著增加并因此降低了DBTT。
除了束團界面以外，殘留奧氏體和下貝氏體/板條馬氏體的界面還在第二相內(nèi)提供阻止裂紋擴展的另外的大角度界面。進一步，殘留奧氏體膜層可使擴展的裂紋鈍化，使得裂紋擴展通過奧氏體膜層之前需要吸收額外的能量。鈍化的出現(xiàn)有幾個原因。第一，F(xiàn)CC(此處有定義)殘留奧氏體不存在DBTT行為，其剪切過程保持成為唯一的裂紋擴展機制。第二，當(dāng)載荷/應(yīng)變在裂紋尖端處超過某一較高的值時，亞穩(wěn)奧氏體可以通過應(yīng)力或應(yīng)變誘發(fā)馬氏體轉(zhuǎn)變，從而導(dǎo)致相變誘發(fā)塑性(TRIP)的發(fā)生。TRIP可產(chǎn)生明顯的能量吸收并可降低裂紋尖端應(yīng)力強度。最后，由TRIP過程所形成的板條馬氏體的解理和滑移面的取向與預(yù)先存在的下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。
在本發(fā)明某些的實施方案中，本發(fā)明中的FGB可以是第二相中的較少的組元或主要的組元。類似上述的細晶粒板條馬氏體/細晶粒下貝氏體的顯微組織中的平均束團寬度，本發(fā)明中的FGB具有非常細小的晶粒尺寸。在本發(fā)明的鋼中，F(xiàn)GB能夠在淬火到QST和/或者從QST空冷到環(huán)境溫度的過程中形成，特別是在厚度等于或大于25mm的厚鋼板中心，當(dāng)鋼中的總合金元素含量較低，和/或者沒有足夠“有效”的、即不被氧化物或氮化物固定的硼的情況下可形成FGB。在這些情況下，根據(jù)淬火的冷卻速率及鋼板中的總的化學(xué)成分，F(xiàn)GB可以形成為第二相中的較少的組元或主要的組元。本發(fā)明中，F(xiàn)GB的平均晶粒尺寸優(yōu)選小于約3μm，更優(yōu)選小于約2μm，甚至更優(yōu)選小于約1μm。相鄰的FGB晶粒形成大角度界面，這些界面使晶體學(xué)取向差大于約15°的兩個相鄰晶粒分開，故這些界面非常有效地使裂紋偏轉(zhuǎn)，從而增加了裂紋的曲折度。在本發(fā)明的FGB是包括約60vol％—95vol％的貝氏體型鐵素體和最多約5vol％—40vol％板條馬氏體和殘留奧氏體的混合物分散顆粒的聚集體。在本發(fā)明的FGB中，馬氏體優(yōu)選為低碳的(≤0.4wt％)、很小或沒有孿晶的位錯型的，并包含離散分布的殘留奧氏體的馬氏體。這種馬氏體/殘留奧氏體有助于提高強度、韌性和DBTT。在FGB中馬氏體/殘留奧氏體組元的vol％可根據(jù)鋼的化學(xué)成分和加工工藝而變化，但優(yōu)選小于FGB的約40vol％，更優(yōu)選小于約20vol％，甚至更優(yōu)選小于約10vol％。在FGB中，馬氏體/殘留奧氏體顆粒可有效地在FGB中提供附加的裂紋偏轉(zhuǎn)和曲折。
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)明通過利用合金元素的本征作用來提供保持焊接HAZ的粗晶區(qū)處具有足夠低的DBTT的方法，如下文所述。
先進的鐵素體低溫鋼以體心立方(BCC)晶格為基礎(chǔ)。盡管該晶系具有在低成本下獲得高強度的能力，但其在溫度降低時會發(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)對溫度的強敏感性，其中，CRSS隨溫度的降低而急劇增大，從而使剪切過程以及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)力對溫度的敏感性較小，因此，當(dāng)溫度降低時，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，其對位錯發(fā)生交滑移變形時的難易程度敏感；這就是說，更容易發(fā)生交滑移的鋼的CRSS低，并且因此其DBTT也低。已知一些面心立方(FCC)結(jié)構(gòu)穩(wěn)定劑如Ni可促進交叉滑移發(fā)生，而BCC穩(wěn)定化的合金元素如Si，Al，Mo，Nb和V不利于交滑移發(fā)生。本發(fā)明中，優(yōu)選對FCC穩(wěn)定化合金元素，如Ni，的含量加以優(yōu)化，考慮到成本以及降低DBTT的有利效果這兩方面，Ni的含量優(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。
通過對根據(jù)本發(fā)明的鋼的化學(xué)組成與處理方法進行獨一無二的組合產(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。所述鋼在整個母材板的厚度方向和焊接后的HAZ處的DBTT均低于約-62℃(-80°F)，而且可低于約-107℃(-160°F)。DBTT甚至可低于約-123℃(-190°F)(2)高于830MPa(120Ksi)的抗拉強度和厚截面能力三相微觀復(fù)合顯微組織的強度由組成相的體積分?jǐn)?shù)和強度所決定。板條馬氏體/下貝氏體第二相的強度主要決定于其碳含量。本發(fā)明的FGB第二相組元的強度被估計為約690MPa到760MPa(100到110ksi)。本發(fā)明中，通過主要控制第二相的構(gòu)成及體積分?jǐn)?shù)進行有目的的努力來獲得所需強度從而在相對低的碳含量的情況下獲得該強度，并具有在基體鋼和HAZ區(qū)獲得優(yōu)良的焊接性和出色的韌性的附帶優(yōu)點。為了獲得大于約830MPa(120ksi)以及更高的抗拉強度，第二相的體積分?jǐn)?shù)優(yōu)選在約50vol％到約90vol％的范圍內(nèi)。這一點可通過選擇亞臨界溫度軋制時合適的終軋溫度來達到。為獲得高于約830MPa(120Ksi)的抗拉強度，合金總體優(yōu)選的最低C含量為約0.03wt％。
根據(jù)本發(fā)明，盡管鋼中除C以外的合金元素，對所能獲得的鋼的最大強度的影響基本上是不重要但所述這些元素能夠在板厚等于或大于約25mm(1英寸)，以及為滿足處理過程的靈活性在所要求的冷卻速度范圍的條件下，提供要求的厚截面能力。這一點很重要，因為厚板中間部位處的實際冷卻速度比表面處低。因此，除非對鋼進行設(shè)計，將其對板的表面與中心處冷卻速度差異的敏感性加以消除，否則，表面與中心處的顯微組織可能會有很大差異。在這方面，Mn與Mo合金元素的添加，尤其是Mn、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以及成本上的考慮來對所述這些添加元素進行優(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。
為了對本發(fā)明的鋼的化學(xué)成分進行設(shè)計，使其能夠在鋼板厚度等于或大于約25mm時獲得強度和厚截面能力，在本發(fā)明中，已發(fā)現(xiàn)利用參數(shù)Nc，見下面定義，作為這種合金設(shè)計的指導(dǎo)原則是非常有用的。這個參數(shù)考慮了鋼中合金元素的相對勢能，并用此預(yù)測它們對鋼的淬透性和強化機制的綜合影響作用。為了實現(xiàn)本發(fā)明對強度和厚截面能力的要求目標(biāo)，在含有有效B添加物的鋼中Nc優(yōu)選在約2.5到4.0的范圍，在不含有B添加物的鋼中Nc優(yōu)選在約3.0到4.5的范圍。更優(yōu)選的是，根據(jù)本發(fā)明的含B的鋼中Nc大于約2.8，甚至更優(yōu)選大于約3.0。根據(jù)本發(fā)明的不含B的鋼中Nc優(yōu)選大于約3.3，更優(yōu)選大于約3.5。此時，較低Nc值表明鋼更傾向于形成主要為FGB第二相，隨著Nc數(shù)值的增加，鋼更傾向于產(chǎn)生主要為細晶粒板條馬氏體或細晶粒下貝氏體的第二相。一般地，對于約25mm厚的鋼板，其Nc在優(yōu)選范圍的高端時，即在含有有效硼添加量的鋼中大于3.0，在不含有添加硼的鋼中大于3.5時，根據(jù)本發(fā)明的目標(biāo)進行處理時會產(chǎn)生主要為細晶粒下貝氏體/細晶粒板條馬氏體的第二相。這些鋼和顯微組織尤其適合強度超過930MPa(135ksi)的情況。另一方面，在含有有效硼添加量的鋼中Nc值在約2.5至約3.0范圍時，和在不含有添加硼的鋼中Nc值在約3.0至3.5范圍時，根據(jù)本發(fā)明的目標(biāo)進行處理時會產(chǎn)生主要為FGB的第二相的顯微組織。這些鋼和顯微組織非常適合強度在約830MPa(120ksi)到約930MPa(135ksi)的情況。
Nc＝12.0*C＋Mn＋0.8*Cr＋0.15*(Ni＋Cu)＋0.4*Si＋2.0*V＋0.7*Nb＋1.5*Mo這里C、Mn、Cr、Ni、Cu、Si、V、Nb、Mo、分別為其在鋼中的wt％。(3)優(yōu)異的低熱輸入焊接的焊接性本發(fā)明的鋼設(shè)計目標(biāo)為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)淬透性及強度要求，仔細平衡、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)是鋼中最有效的強化元素之一。它也與鋼中的強碳化物形成元素如Ti，Nb和V相結(jié)合，起抑制晶粒生長和析出強化作用。碳也能提高淬透性，即，鋼在冷卻期間形成更硬、強度更高的顯微組織的能力。如果碳含量低于約0.03wt％，將不足以在鋼中產(chǎn)生所要求的強化，即超過約830MPa(120Ksi)的抗拉強度。如果碳含量高于約0.12wt％，一般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的HAZ處的韌性會降低。優(yōu)選碳含量為約0.03—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)是鋼中的基體強化元素，而且也對淬透性有強烈影響。Mn是一個關(guān)鍵的、不貴重的合金化元素，能夠阻止厚截面鋼板，特別是鋼板的中厚度處可導(dǎo)致強度降低的過多FGB的形成。優(yōu)選Mn的最低含量為0.5wt％，以便當(dāng)板厚超過約25mm(1英寸)時仍可獲得所要求的高強度，并且，甚至更優(yōu)選Mn的最低含量至少約1.0wt％。由于Mn對碳含量小于約0.07wt％的鋼的淬透性有顯著的影響，因此，對于高強鋼板和加工處理工序靈活性，優(yōu)選的Mn含量甚至可為至少約1.5wt％。然而，Mn含量過高對韌性有害，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Mn及連鑄鋼中出現(xiàn)的中心線偏析以及在鋼板的中心處附帶的低劣的顯微組織和較差韌性性能基本上降至最低，也優(yōu)選這一上限。更優(yōu)選地，Mn含量的上限為約2.1wt％。如果鎳含量增至約3wt％以上，則在較少添加錳時就能獲得所要求的高強度。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是很強的BCC穩(wěn)定元素，因此會使DBTT升高，而且也會對韌性有不利影響。鑒于此，當(dāng)添加硅時，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，因為鋁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)生晶粒細化，從而改善強度和韌性。熱軋期間鈮的碳化物的析出起阻止再結(jié)晶和抑止晶粒長大的作用，由此提供一種細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是很強的BCC穩(wěn)定元素，并且因此會使DBTT升高。Nb含量過高對焊接性和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，通過形成細小的氮化鈦(TiN)粒子能有效地細化鋼軋后顯微組織以及HAZ中晶粒尺寸。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是很強的BCC穩(wěn)定元素，而且因此會使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％時可能會對韌性造成損害。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0.002wt％，并且甚至更優(yōu)選Al含量至少約0.01wt％。Al能束縛溶解于HAZ中的氮。然而，Al是很強的BCC穩(wěn)定元素，并且因此會使DBTT升高。如果Al含量太高，即達約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)增加直接淬火時鋼的淬透性，尤其與硼和鈮共同使用時，其效果更顯著。然而，Mo是很強的BCC穩(wěn)定元素，而且因此會使DBTT升高。過多的Mo會促使焊接時出現(xiàn)冷裂，并且也可能對鋼以及HAZ的韌性有害，因此，添加時優(yōu)選其最高含量為約0.8wt％，而且，更優(yōu)選添加Mo時鋼中Mo含量至少為約0.1wt％Mo，但不超過0.3wt％Mo。
鉻(Cr)趨于增加直接淬火時鋼的淬透性。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，優(yōu)選其最高添加量為約1.0wt％。更優(yōu)選地，添加Cr時，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須在本發(fā)明的鋼中添加的重要的合金元素。該元素是鋼中最強烈的FCC穩(wěn)定元素之一。Ni添加在鋼中可促進交叉滑移發(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，并且提高因此在厚截面時(即超過約25mm(1英寸))顯微組織與性能在整個厚度范圍的均勻性。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％，甚至更優(yōu)選約2.0wt％。因為Ni是一種昂貴的合金元素，因此鋼中的Ni含量優(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)是鋼中的FCC穩(wěn)定元素，并且少量時就能夠使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，會產(chǎn)生程度過多的由ε-銅析出相所引起的析出強化。這種析出，如果不加以適當(dāng)控制，會使母材板以及HAZ處的韌性降低和使DBTT升高。Cu含量較高也會導(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，當(dāng)向本發(fā)明鋼中添加Cu時，優(yōu)選Cu的上限為約1.0wt％，而且甚至更優(yōu)選其上限為約0.4wt％。
硼(B)的少量添加可以以極小的成本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PF、UB、DUB，來促進形成板條馬氏體、下貝氏體的鋼顯微組織，即使是在較厚橫截面(≥25mm(1英寸))的鋼板時。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，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0.0015wt％。然而，如果鋼中的其它合金元素能使鋼獲得足夠的淬透性和所要求的顯微組織，則可不必添加硼。本發(fā)明鋼的描述和樣品真空感應(yīng)熔煉(VIM)300磅爐量的鋼水，每種化學(xué)元素見表II，被鑄成厚度至少為130mm的圓形鋼錠或鋼坯，然后鍛造或機加工成130mm×130mm×200mm的長鋼坯。其中之一的圓形VIM鑄錠被隨后真空電弧重熔(VAR)成圓形鑄錠并鍛造成鋼坯。這些鋼坯，如下所述，在實驗室軋機上進行TMCP處理。表II給出了用于TMCP處理的合金的化學(xué)成分。
表II合金B(yǎng)1 B2 B3 B4 B5冶煉法 VIM VIMVIM＋VARVIMVIMC(wt％)0.060 0.060 0.053 0.040 0.034Mn(wt％) 1.401.49 1.721.69 1.59Ni(wt％) 2.022.99 2.073.30 1.98B1 B2 B3 B4 B5Mo(wt％) 0.200.21 0.200.21 0.20Cu(wt％) 0.300.30 0.240.30 0.29Nb(wt％) 0.032 0.032 0.029 0.033 0.028Si(wt％) 0.090.09 0.120.08 0.08Ti(wt％) 0.013 0.013 0.009 0.013 0.008Al(wt％) 0.013 0.015 0.001 0.015 0.008B(ppm) 9 10 13 11 11O(ppm) 14 18 8 15 15S(ppm) 17 16 16 17 19N(ppm) 21 20 21 22 16P(ppm) 20 20 20 20 20Cr(wt％) - - - 0.05 0.21Nc 2.833.08 3.073.11 2.86在進行根據(jù)TMCP流程的軋制之前，鋼坯首先被再加熱在從約1000℃到1050℃(1832°F到約1922°F)的溫度保溫1小時。TMCP流程見表III
表III道次 軋制道次 溫度 ℃后的厚度(mm) B1 B2B3 B4B50130 1044 1001 9881004 10001117 972974 971973 9722100 961963 961963 961延遲，翻轉(zhuǎn)工件在一側(cè)385868871 867871 870472856859 856861 860561847849 847848 850651839839 837838 838743828830 828826 829延遲，翻轉(zhuǎn)工件在一側(cè)836699670 700652 707930688662 688640 68510 25678650 677630 676QST(℃)— 環(huán)境溫度—至QST的冷卻速率(℃/s) 26 2526 2625扁平結(jié)構(gòu)的厚度，μm3.08 3.02 2.67 3.26 3.28(鋼板1/4厚度處測量)
表II和表III中鋼板的橫向抗拉強度和DBTT匯總于表IV。表IV中匯總的抗拉強度和DBTT是沿鋼板的橫向測量的，即軋制平面內(nèi)垂直于軋制方向的方向，其中，拉伸試樣及夏氏V-形缺口試樣的長尺寸方向基本平行于此方向，而裂紋擴展方向則基本垂直于此方向。本發(fā)明一個明顯的優(yōu)點是能夠用前面描述的方法、在橫向方向上獲得如表IV所匯總的DBTT數(shù)值。在如表III所述的TMCP工藝之后，鋼板試樣B3的顯微組織包括(i)約10vol％的鐵素體(主要為形變鐵素體)，(ii)包括主要是(約70vol％)細晶板條馬氏體的第二相，和(iii)在馬氏體板條界面處約1.6vol％的殘留奧氏體層。其它少量的顯微組織組元為FGB。因此，具有有效硼含量的鋼板試樣B3的顯微組織滿足本發(fā)明的一個實施方案。這獲得如表IV所示的在橫向優(yōu)異的高強度和DBTT。另一方面，鋼板試樣B1、B2、B4、B5具有各種顯微組織，其中包括約10vol％到約20vol％的鐵素體(主要為形變鐵素體)和主要為最大可達約75vol％的FGB第二相，全部可以滿足本發(fā)明的目的。這些鋼板試樣中的殘留奧氏體的量也是可變的，但在所有試樣中其值小于約2.5vol％。在這四種鋼板試樣中的其它一些少量組元包括細晶粒板條馬氏體。因此，這些鋼板滿足其中第二相主要為FGB的另一個實施方案。在這種情況下，強度有點低，在870MPa到945MPa(126ksi到137ksi)范圍內(nèi)，但又一次使鋼具有優(yōu)異的韌性。在鋼板試樣B1、B2、B4、B5中，硼利用這些鋼板中高氧含量而被約束(表II)，所以它并非象鋼板試樣B3那樣充分有效。因此，所有這些以FGB作為主要第二相顯微組織的鋼板中具有部分有效硼和/或低于3.0的Nc，這二者均有利于采用本發(fā)明處理時FGB的形成。
現(xiàn)在，參照圖3，一個具有三相顯微組織、具有有效硼含量和Nc值超過約3.0的鋼的例子，根據(jù)本發(fā)明目標(biāo)處理時被展示在一張透射電鏡照片上。圖3的透射電鏡照片顯示了一個包括形變鐵素體31、細晶粒板條馬氏體32和殘留奧氏體的顯微組織。這種顯微組織可以提供約1000Mpa及更高的高強度(橫向)和橫向方向上較高的DBTT，見表IV。圖4展示了一個依照本發(fā)明具有以主要FGB顯微組織為第二相的，具有部分有效硼含量和/或低的Nc值的鋼的顯微組織的例子。圖4的透射電鏡照片顯示了一個包括貝氏體型鐵素體41、馬氏體/殘留奧氏體顆粒42的顯微組織。這種顯微組織可以提供橫向方向上超過830MPa(120ksi)的強度和出色的DBTT。
表IV合金 B1 B2 B3 B4 B5抗拉強度，MPa(ksi)880945 1035 940870(128) (137) (150) (136) (126)DBTT，℃(°F)-158 -129-144 -128 -140(-250) (-200) (-225) (-200) (-220)(4)需要進行焊接后熱處理(PWHT)時的優(yōu)選鋼組成PWHT通常在高溫，例如高于約540℃(1000°F)的溫度下進行。PWHT所引起的熱作用會導(dǎo)致基體板以及焊接HAZ的強度損失，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方面的軟化。為克服這一問題，優(yōu)選通過添加少量的釩來對如上所述的基體鋼的化學(xué)成分進行調(diào)整。添加釩可通過在進行PWHT時在基體鋼與HAZ處形成細小的碳化釩(VC)粒子來產(chǎn)生析出強化。用這種強化作用可基本上補償PWHT時所發(fā)生的強度損失。然而，應(yīng)避免VC的過度強化，因為這會造成基體板及其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合，例如天然氣的低溫貯存和運輸?shù)目梢缘统杀镜膶嵤┘夹g(shù)。對于低溫應(yīng)用場合所述新鋼的材料成本可比一般要求很高鎳含量(最高達約9wt％)且其強度低得多(低于約830MPa(120Ksi))的現(xiàn)有技術(shù)的商品鋼明顯降低。通過對化學(xué)組成與顯微組織進行設(shè)計可降低DBTT，并且可提供截面厚度等于或超過約25mm(1英寸)時的厚截面能力。所述新鋼的鎳含量優(yōu)選低于約3wt％，抗拉強度高于約830MPa(120Ksi)，優(yōu)選高于860MPa(125Ksi)，更優(yōu)選高于900MPa(130Ksi)，甚至更優(yōu)選高于約1000MPa(145Ksi)，基體鋼在橫截面方向上的韌脆轉(zhuǎn)變溫度(DBTT)低于約-62℃(-80°F)，優(yōu)選低于約-73℃(-100°F)，更優(yōu)選低于約-100℃(-150°F)，甚至更優(yōu)選低于約-123℃(-190°F)，并且其在DBTT時的的韌性優(yōu)異。所述這些新鋼的抗拉強度可高于約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高于約3wt％。每添加1wt％的鎳可望使鋼的DBTT降低約10℃(18°F)。鎳含量優(yōu)選低于9wt％，更優(yōu)選低于約6wt％。鎳含量優(yōu)選最低以最大程度降低鋼的成本。
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(yīng)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書中規(guī)定的本發(fā)明的范圍。
術(shù)語表Ac1轉(zhuǎn)變點加熱期間奧氏體開始形成的溫度；Ac3轉(zhuǎn)變點加熱期間鐵素體向奧氏體的轉(zhuǎn)變終了的溫度；AF針狀鐵素體；Al203氧化鋁；Ar1轉(zhuǎn)變點冷卻期間奧氏體轉(zhuǎn)變成鐵素體或奧氏體轉(zhuǎn)變成鐵素體加滲碳體的完成溫度；Ar3轉(zhuǎn)變點冷卻期間奧氏體開始轉(zhuǎn)變成鐵素體的溫度；BCC體心立方；滲碳體富鐵碳化物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，對變形時位錯發(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)鋼劃分為兩個斷裂方式；溫度低于DBTT時，失效趨于以低能解理(脆性)斷裂方式出現(xiàn)，溫度高于DBTT時，失效趨于以高能量的韌性斷裂方式出現(xiàn)；形變鐵素體(DF)正如被用來描述本發(fā)明那樣，形變鐵素體指的是在亞臨界溫區(qū)停留時，由奧氏體分解形成的，并在形成之后經(jīng)過了熱軋變形的鐵素體；雙相正如被用來描述本發(fā)明那樣，至少兩相；DUB退化的上貝氏體；等效晶粒尺寸正如被用來描述本發(fā)明那樣，指的是依據(jù)本發(fā)明，完成了TMCP中軋制后平均的奧氏體扁平結(jié)構(gòu)的厚度，以及指完成了奧氏體扁平結(jié)構(gòu)分別轉(zhuǎn)變?yōu)榧毦Я０鍡l馬氏體和/或細晶粒下貝氏體或FGB的束團完成之后平均的束團寬度或平均晶粒尺寸；實質(zhì)上基本上100％；FCC面心立方；FGB(細粒狀貝氏體)正如被用來描述本發(fā)明那樣，是包括約60vol％到95vol％貝氏體型鐵素體和最大約5vol％到40vol％板條馬氏體和殘留奧氏體的混合物離散顆粒的聚集體；晶粒多晶材料中的單個晶體；晶界與從一個晶體取向轉(zhuǎn)變?yōu)榱硪环N取向，結(jié)果將一個晶粒同另一個晶粒隔離開相對應(yīng)的金屬中的細窄區(qū)；HAZ熱影響區(qū)；HIC氫致開裂；大角度邊界或界面其行為有效起大角度晶界作用的邊界或界面，即，趨于改變擴展裂紋或裂縫方向以及結(jié)果使斷裂路徑變得曲折；大角度晶界將兩個晶體取向相差超過約8°的相鄰晶粒隔開的晶界；HSLA高強度，低合金；亞臨界再加熱加熱(或再加熱)至介于約Ac1轉(zhuǎn)變點與約Ac3轉(zhuǎn)變點間的溫度；亞臨界溫度范圍加熱時從約Ac1轉(zhuǎn)變點到約Ac3轉(zhuǎn)變點，冷卻時從約Ar3轉(zhuǎn)變點到約Ar1轉(zhuǎn)變點；低合金鋼含有鐵以及總量小于約10wt％的添加合金元素的鋼；低熱量輸入焊接具有最大弧能量約2.5kJ/mm(7.6kJ/英寸)的焊接；MA馬氏體-奧氏體；平均滑移距離等效晶粒尺寸；較少的(次要)正如被用來描述本發(fā)明那樣，意味著小于約50vol％。
Ms轉(zhuǎn)變點冷卻期間奧氏體向馬氏體的轉(zhuǎn)變開始的溫度；Nc由鋼的化學(xué)元素決定的因子，{Nc＝12.0*C＋Mn＋0.8*Cr＋0.15*(Ni＋Cu)＋0.4*Si＋2.0*V＋0.7*Nb＋1.5*Mo}，其中，C，Mn，Cr，Ni，Cu，Si，V，Nb，Mo分別表示它們在鋼中的wt％。
PF多邊鐵素體；為主地/為主用于描述本發(fā)明時，意思是至少約50％體積。
原奧氏體晶粒的尺寸在進行不能發(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，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；RA殘留奧氏體；鋼坯具有任何尺寸的鋼塊；Sν鋼板中每單位體積中大角度邊界的總界面面積；抗拉強度拉伸試驗中，最大載荷與原始橫截面積之比值；厚截面能力能夠基本提供所要求的顯微組織和性能的(如強度和韌性)，特別是厚度等于和大于25mm(1英寸)時的能力；整個厚度方向垂直于軋制平面的方向；TiC碳化鈦；
TiN氮化鈦；Tnr溫度奧氏體不會發(fā)生再結(jié)晶的最高溫度；TMCP控制的熱機械軋制加工。
橫向在軋制平面內(nèi)且垂直于板的軋制方向的方向；三相正如被用來描述本發(fā)明那樣，至少三相；UB上貝氏體；VAR真空電弧重熔；VIM真空感應(yīng)熔煉。
權(quán)利要求
1.一種鋼板的生產(chǎn)方法，這種鋼板的顯微組織包括最多約40vol％的鐵素體第一相，約50vol％-約90vol％的以細晶粒板條馬氏體、細晶粒下貝氏體、細小粒狀貝氏體(FGB)或它們的混合物為主的第二相，以及最大約10vol％殘留奧氏體第三相，此生產(chǎn)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)使所述鋼坯中的基本所有鈮及釩的碳化物和碳氮化物溶解，以及(iii)在所述鋼坯中形成細小的初始奧氏體晶粒；(b)在奧氏體可發(fā)生再結(jié)晶的第一個溫度范圍，采用一個或多個熱軋道次，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)變點的第二個溫度范圍，采用一個或多個熱軋道次，進一步軋制所述鋼板；(d)在約Ar3轉(zhuǎn)變點和約Ar1轉(zhuǎn)變點之間的第三個溫度范圍，采用一個或多個熱軋道次，進一步軋制所述鋼板；(e)以至少約10℃/秒(18°F/秒)的冷卻速度將所述鋼板淬火至低于約600℃(1110°F)的淬火停止溫度；(f)終止所述淬火，實施所述各步驟以促使所述鋼板的所述顯微組織轉(zhuǎn)變成包括最大約40vol％的鐵素體第一相，約50vol％-約90vol％的以細晶粒板條馬氏體、細晶粒下貝氏體、細小粒狀貝氏體(FGB)或它們的混合物為主的第二相，以及最大約10vol％殘留奧氏體第三相的顯微組織。
2.根據(jù)權(quán)利要求1的方法，其中的步驟(f)被替換如下(f)終止所述淬火，實施所述各步驟以促使所述鋼板的所述顯微組織轉(zhuǎn)變成包括最大約40vol％的形變鐵素體第一相，約50vol％-約90vo1％的以細晶粒板條馬氏體、細晶粒下貝氏體、細小粒狀貝氏體(FGB)或它們的混合物為主的第二相，以及最大約10vol％殘留奧氏體第三相的顯微組織。
3.根據(jù)權(quán)利要求1的方法，其中的步驟(f)被替換如下(f)終止所述淬火，實施所述各步驟以促使所述鋼板的所述顯微組織轉(zhuǎn)變成包括最大約40vol％的鐵素體第一相，約50vol％-約90vol％的以細小粒狀貝氏體(FGB)為主的第二相，以及最大約10vol％殘留奧氏體第三相的顯微組織。
4.根據(jù)權(quán)利要求1的方法，其中的步驟(f)被替換如下(f)終止所述淬火，實施所述各步驟以促使所述鋼板的所述顯微組織轉(zhuǎn)變成包括最大約40vol％的鐵素體第一相，約50vol％-約90vol％的以細晶粒板條馬氏體、細晶粒下貝氏體、或它們的混合物為主的第二相，以及最大約10vol％殘留奧氏體第三相的顯微組織。
5.根據(jù)權(quán)利要求1的方法，其中的步驟(f)被替換如下(f)終止所述淬火，實施所述各步驟以促使所述鋼板的所述顯微組織轉(zhuǎn)變成包括最大約40vol％的形變鐵素體第一相，約50vol％-約90vol％的以細粒狀貝氏體(FGB)為主的第二相，以及最大約10vol％殘留奧氏體第三相的顯微組織。
6.根據(jù)權(quán)利要求1的方法，其中的步驟(f)被替換如下(f)終止所述淬火，實施所述各步驟以促使所述鋼板的所述顯微組織轉(zhuǎn)變成包括最大約40vol％的形變鐵素體第一相，約50vol％-約90vol％的以細晶粒板條馬氏體、細晶粒下貝氏體或它們的混合物為主的第二相，以及最大約10vol％殘留奧氏體第三相的顯微組織。
7.根據(jù)權(quán)利要求1的方法，其中的步驟(a)的所述的再加熱溫度在約955℃和約1100℃(1750°F和2012°F)溫度之間。
8.根據(jù)權(quán)利要求1的方法，其中的步驟(a)的所述的細小初始奧氏體晶粒尺寸小于約120μm。
9.根據(jù)權(quán)利要求1的方法，其中步驟(b)中所述的鋼坯在厚度方向上進行的軋制壓下量為約30％到約70％。
10.根據(jù)權(quán)利要求1的方法，其中步驟(c)中所述的鋼坯在厚度方向上進行的軋制壓下量為約40％到約80％。
11.根據(jù)權(quán)利要求1的方法，其中步驟(d)中所述的鋼坯在厚度方向上進行的軋制壓下量為約15％到約50％。
12.根據(jù)權(quán)利要求1的方法，在步驟(f)停止所述淬火之后，還包含允許所述鋼板空冷至環(huán)境溫度的步驟。
13.根據(jù)權(quán)利要求1的方法，其中，步驟(a)中的所述鋼坯包含鐵以及下述的合金元素，以重量百分比計約0.03～約0.12％C，至少約1％Ni，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。
14.根據(jù)權(quán)利要求13的方法，其中，所述鋼坯含有低于約6wt％Ni。
15.根據(jù)權(quán)利要求13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。
16.根據(jù)權(quán)利要求13的方法，其中，所述鋼坯進一步含有至少一種選自于(i)最高約1.0wt％的Cr，(ii)最高約0.8wt％Mo，(iii)最高約0.5wt％的Si，(iv)約0.02-0.10wt％的V，(v)約0.1-1.0wt％的Cu，(vi)最高約2.5wt％的Mn，以及(vii)約0.0004～0.0020wt％B的添加劑。
17.根據(jù)權(quán)利要求13的方法，其中，所述鋼坯進一步含有約0.0004～約0.0020wt％B。
18.根據(jù)權(quán)利要求1的方法，其中，在進行步驟(f)之后，所述鋼板在其母材板及其HAZ處的DBTT均低于約-62℃(-80°F)，而且，所述鋼板的抗拉強度高于約830MPa(120Ksi)。
19.一種鋼板，具有包括最多約40vol％的鐵素體第一相，約50vol％-約90vol％的以細晶粒板條馬氏體、細晶粒下貝氏體、細小粒狀貝氏體(FGB)或它們的混合物為主的第二相，以及最大約10vol％殘留奧氏體第三相的顯微組織，具有高于約830MPa(120Ksi)的抗拉強度，并在所述鋼板及其HAZ處具有低于約-62℃(-80°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，以重量百分比計約0.03～0.12％C，至少約1％Ni，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。
20.根據(jù)權(quán)利要求19的鋼板，其中，所述鋼坯含有低于約6wt％的Ni。
21.根據(jù)權(quán)利要求19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。
22.根據(jù)權(quán)利要求19的鋼板，其進一步含有至少一種選自于(i)最高約1.0wt％的Cr，(ii)最高約0.8wt％Mo，(iii)最高約0.5wt％的Si，(iv)約0.02-0.10wt％的V，(v)約0.1-1.0wt％的Cu，(vi)最高約2.5wt％的Mn，以及(vii)約0.004～0.0020wt％B的添加元素。
23.根據(jù)權(quán)利要求19的鋼板，其進一步含有約0.0004～0.0020wt％B。
24.根據(jù)權(quán)利要求19的鋼板，其中，通過熱機械控制軋制加工，獲得眾多的、在所述鐵素體第一相和主要為細晶粒板條馬氏體、細晶粒下貝氏體、細小粒狀貝氏體(FGB)或其混合物的所述第二相之間的大角度界面，使所述顯微組織優(yōu)化，以便使裂紋路徑基本上最大程度曲折。
25.提高鋼板的裂紋擴展抗力的方法，該方法包括對所述鋼板進行加工，以產(chǎn)生包含最多約40vol％鐵素體第一相、約50vol％-90vol％的以細晶粒板條馬氏體、細晶粒下貝氏體、細小粒狀貝氏體(FGB)或它們的混合物為主的第二相，以及最大約10vol％殘留奧氏體第三相的顯微組織，通過熱機械控制軋制加工，獲得眾多的、在所述鐵素體第一相和主要為細晶粒板條馬氏體、細晶粒下貝氏體、細小粒狀貝氏體(FGB)或其混合物的所述第二相之間的大角度界面，使所述顯微組織優(yōu)化，以便使裂紋路徑基本上最大程度曲折。
26.根據(jù)權(quán)利要求25的方法，其中，通過添加至少約1.0wt％Ni以及通過將BCC穩(wěn)定元素的添加量基本降至最低，可進一步提高所述鋼板的所述裂紋擴展抗力，以及提高所述鋼板焊接時的HAZ處的裂紋擴展抗力。
27.制備具有包括約10vol％-40vol％的實質(zhì)上為鐵素體的第一相和約60vol％-90vol％的主要為細晶粒板條馬氏體、細晶粒下貝氏體、或它們的混合物的第二相的顯微組織的雙相鋼板的方法，包括以下步驟(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)使所述鋼坯中的基本所有鈮及釩的碳化物和碳氮化物溶解，以及(iii)在所述鋼坯中形成細小的初始奧氏體晶粒；(b)在奧氏體可發(fā)生再結(jié)晶的第一個溫度范圍，采用一個或多個熱軋道次，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)變點的第二個溫度范圍，采用一個或多個熱軋道次，進一步軋制所述鋼板；(d)在約Ar3轉(zhuǎn)變點和約Ar1轉(zhuǎn)變點之間的第三個溫度范圍，采用一個或多個熱軋道次，進一步軋制所述鋼板；(e)以約10℃/秒-40℃/秒(18°F/秒-72°F/秒)的冷卻速度將所述鋼板淬火至低于約Ms轉(zhuǎn)變溫度加200℃(360°F)的淬火停止溫度；(f)終止所述淬火，實施所述各步驟以促使所述鋼板的所述顯微組織轉(zhuǎn)變成包括最大約10vol％-40vol％的鐵素體第一相，和約60vol％-90vol％的以細晶粒板條馬氏體、細晶粒下貝氏體或它們的混合物為主的第二相的顯微組織。
28.在超高強度、三相鋼板的加工過程中，控制扁平晶粒的長度方向和厚度方向上的尺寸的平均比率的方法，以便加強所述三相鋼板橫向上的韌性和DBTT，所述方法包括以下步驟(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)使所述鋼坯中的基本所有鈮及釩的碳化物和碳氮化物溶解，以及(iii)在所述鋼坯中形成細小的初始奧氏體晶粒；(b)在奧氏體可發(fā)生再結(jié)晶的第一個溫度范圍，采用一個或多個熱軋道次，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)變點的第二個溫度范圍，采用一個或多個熱軋道次，進一步軋制所述鋼板；(d)在約Ar3轉(zhuǎn)變點和約Ar1轉(zhuǎn)變點之間的第三個溫度范圍，采用一個或多個熱軋道次，進一步軋制所述鋼板；(e)以至少約10℃/秒(18°F/秒)的冷卻速度將所述鋼板淬火至低于約600℃(1110°F)的淬火停止溫度；(f)終止所述淬火，使所述鋼板中形成的扁平晶粒長度方向和厚度方向上的尺寸的平均比率小于約100。
全文摘要
超高強度、可焊接、低合金化的三相鋼,在基體鋼板以及焊接時的熱影響區(qū)(HAZ)處具有優(yōu)異的低溫韌性,具有高于約830MPa(120ksi)的抗拉強度,并且具有包含鐵素體相和主要為板條馬氏體、下貝氏體以及殘留奧氏體為第二相的顯微組織,其制備過程為:加熱含有鐵以及特定重量百分比的添加劑的鋼坯,所述添加劑為碳,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),采用一個或多個道次,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Ar3轉(zhuǎn)變點的溫度范圍,采用一個或多個道次對所述板材進一步軋制;在Ar3轉(zhuǎn)變點和Ar1轉(zhuǎn)變點之間,對所述板材進行終軋;將所述終軋板材淬火至一適當(dāng)?shù)拇慊鸾K止溫度(QST);停止所述淬火。
文檔編號C22C38/04GK1331758SQ99814735
公開日2002年1月16日 申請日期1999年12月16日 優(yōu)先權(quán)日1998年12月19日
發(fā)明者J·庫, N－R·V·班伽魯, R·艾爾, G·A·瓦格 申請人:?？松梨谏嫌窝芯抗?br>