專利名稱：具有優(yōu)異低溫韌性的超高強度奧氏體時效鋼的制作方法
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，其母材鋼及HAZ處均須具有充分的強度來承受流體的壓力，還須具有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的溫度時，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)用場合以及其它的承載、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3重量％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3.5重量％，5.5重量％和9重量％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)的DBTT較高。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相變點與約Ac3相變點之間溫度的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，如馬氏體一奧氏體(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)?，F(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，即在其厚度內(nèi)，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，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3重量％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。使用標準的商品化的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鋼的生產(chǎn)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)獲得超過約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)進行上述處理，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溫度，然后，熱軋成鋼板，并且在熱軋終了時，采用適當流體如水進行快速冷卻，將所述鋼板快冷至適當?shù)拇慊鹬兄箿囟?QST)，以便獲得包含以下組織的顯微組織(i)主要是細晶粒下貝氏體、細晶粒板條馬氏體、細小粒狀貝氏體(FGB)，或其混合物等，和(ii)，以及最多可達約10vol％的殘留奧氏體。本發(fā)明的FGB是一種包括作為主要組元(至少約50體積％)的貝氏體型鐵素體和作為次要組元(少于約50體積％)的馬氏體和殘留奧氏體混合物的顆粒的聚集體。在描述本發(fā)明時及在權(quán)利要求書中，“主要地”“主要”和“為主”都是指至少約50％體積，“少量(次要的)”是指小于約50％體積。
至于本發(fā)明的處理步驟在某些實施方案中，適當?shù)腝ST為環(huán)境溫度。在其它實施方案中，適當?shù)腝ST高于環(huán)境溫度，淬火后采用適當?shù)穆淅鋮s到環(huán)境溫度，如下面更詳細描述的。在其它實施方案中，適當?shù)腝ST可低于環(huán)境溫度。在本發(fā)明一個實施方案中，在淬火到適當?shù)腝ST后，采用空冷將鋼板緩慢冷卻到環(huán)境溫度。在另一實施方案中，所述鋼板在QST下基本等溫保持，時間最長達約5分鐘，隨后空冷至環(huán)境溫度。在又一個實施方案中，所述鋼板以低于約1.0℃/秒(1.8°F/秒)的速度慢冷最長達約5分鐘后，再空冷至環(huán)境溫度。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，與將所述鋼空冷至環(huán)境溫度相反。
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(重量％)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0.5-2.5，并甚至更優(yōu)選1.0—2.0鎳(Ni)1.0-3.0，更優(yōu)選1.5—3.0銅(Cu)最大約1.0，更優(yōu)選0.1-1.0，并甚至更優(yōu)選0.2-0.5鉬(Mo)最大約0.8，更優(yōu)選0.1-0.8，并甚至更優(yōu)選0.2-0.4鈮(Nb)0.01-0.1，更優(yōu)選0.02-0.05鈦(Ti)0.008-0.03，更優(yōu)選0.01-0.02鋁(Al)最大約0.05，最優(yōu)選0.001-0.05，甚至更優(yōu)選0.005-0.03氮(N) 0.001-0.005，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1.0重量％，并且更優(yōu)選為約0.2—0.6重量％。
硅(Si)有時添加在所述鋼中，添加量優(yōu)選最高約0.5重量％，更優(yōu)選為約0.01—0.5重量％，并且甚至更優(yōu)選為約0.05—0.1重量％。
所述鋼優(yōu)選含有至少約1重量％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3重量％以上。鎳含量每增加1重量％，可望使鋼的DBTT降低約10℃(18°F)。鎳含量優(yōu)選低于9重量％，更優(yōu)選低于約6重量％。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3重量％以上，錳含量可降至約0.5重量％以下，甚至為0.0重量％。
硼(B)有時添加在所述鋼中，添加量優(yōu)選最高約0.0020重量％，更優(yōu)選范圍從約0.0006重量％到0.0015重量％。
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0.01重量％、硫(S)含量優(yōu)選低于約0.004重量％、氧(O)含量優(yōu)選低于約0.002重量％。
本發(fā)明中得到的特定顯微組織取決于被加工的低碳鋼板坯的化學(xué)組成和鋼加工過程中采用各個實際加工步驟。例如，但并不因此限制本發(fā)明，按如下方式得到一些特定的顯微組織。在一個實施方案中，形成了主要是顯微層狀結(jié)構(gòu)的顯微組織，包括細晶粒板條馬氏體、細晶粒下貝氏體或其混合物，以及最多可達約10vol％的殘留奧氏體膜層，優(yōu)選約1vol％到約5vol％的殘留奧氏體膜層。該實施方案中其它組元包括細小粒狀貝氏體(FGB)、多邊鐵素體(PF)、形變鐵素體(DF)、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。該實施方案一般提供的抗拉強度大于約930MPa(135Ksi)。在本發(fā)明另一實施方案中，在淬火到適當?shù)腝ST和隨后的適當緩冷到環(huán)境溫度后，鋼板具有主要包括FGB的顯微組織。顯微組織中其它組元可包括細晶粒板條馬氏體、細晶粒下貝氏體，殘留奧氏體(RA)、PF、DF、AF、UB、DUB等。該實施方案提供的抗拉強度一般在本發(fā)明的較低的范圍內(nèi)，即抗拉強度為約830MPa(120Ksi)或更高。如本文更詳細討論的，由鋼的化學(xué)組成確定的因子，Nc值(如本文和術(shù)語表中進一步討論的)也影響本發(fā)明鋼的強度和厚截面能力，以及顯微組織。
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)選用于厚度等于或大于約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)，選優(yōu)低于約-73℃(-100°F)，再優(yōu)選低于約-100℃(-150°F)，甚至更優(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)，更優(yōu)選大于約900MPa(130Ksi)，甚至更優(yōu)選大于約1000MPa(145Ksi)，(iii)優(yōu)越的焊接性，(iv)優(yōu)于標準的商品化的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1A是說明由本發(fā)明的奧氏體時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1B是說明由本發(fā)明的奧氏體時效的方法如何在根據(jù)本發(fā)明的鋼中獲得FGB顯微組織的連續(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而擴展的示意圖。
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殘留奧氏體相而使裂紋擴展路徑曲折的示意圖。
圖2C是在根據(jù)本發(fā)明的鋼的FBG顯微組織中曲折的裂紋擴展路徑的示意圖。
圖3A是根據(jù)本發(fā)明在進行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，在鋼板的整個厚度方向上均具有非常細小的等效晶粒尺寸的奧氏體中的拉長的，扁平狀(pancake)晶粒結(jié)構(gòu)的示意圖。
圖4是展示本文表II的A3鋼板中顯微層狀的顯微組織的透射電子顯微鏡照片。
圖5是展示本文表II的A5鋼板中FGB顯微組織的透射電子顯微鏡照片。
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促進顯微層狀組織的形成來實現(xiàn)。
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，利用下文將詳述的的熱機械控制軋制(“TMCP”)以在TMCP加工的軋制結(jié)束時在奧氏體中形成細小的扁平結(jié)構(gòu)(pancake)。這在本發(fā)明整個顯微組織細化處理中是重要的第一步。第二，通過將奧氏體扁平結(jié)構(gòu)轉(zhuǎn)變顯微層狀結(jié)構(gòu)的束團，F(xiàn)GB或其混合物來進一步細化奧氏體扁平結(jié)構(gòu)。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)轉(zhuǎn)變?yōu)槭鴪F狀顯微層狀組織或FGB之后，平均束團的寬度或平均晶粒尺寸大小。如在下文進一步討論的，圖3C的D描述了完成了根據(jù)本發(fā)明的TMCP處理的軋制后奧氏體扁平結(jié)構(gòu)的厚度。束團形成于奧氏體扁平結(jié)構(gòu)中。圖中未給出束團寬度。這種綜合的方法可供生成非常細小的等效晶粒尺寸，特別是在本發(fā)明鋼板沿厚度方向上。
參照圖2B，在根據(jù)本發(fā)明的具有主要為顯微層狀組織的鋼中，所述以顯微層狀結(jié)構(gòu)為主的顯微組織由以細晶粒下貝氏體或細晶粒板條馬氏體或其混合物的板條28與殘留奧氏體薄膜層30交替組成。優(yōu)選的是，殘留奧氏體薄膜層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，殘留奧氏體薄膜層30的平均厚度為小于約10nm，所述板條28的平均厚度約0.2微米。細晶粒板條馬氏體或細晶粒下貝氏體以束團形式形成于由多個具有相似取向的板條構(gòu)成的奧氏體扁平晶粒中。典型的是，在一個扁平晶粒(pancake)中有不止一個束團，而束團本身由約5-8個板條構(gòu)成。相鄰束團之間由大角度界面分隔。在這些組織結(jié)構(gòu)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，細小的束團寬度提供更低的DBTT。在本發(fā)明中，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(見術(shù)語表對“大角度界面”)。
現(xiàn)參見圖2的示意圖解，F(xiàn)GB顯微組織可以是在本發(fā)明的鋼中的次要的組元或主要的組元。在本發(fā)明的FGB是包括作為主要組元的貝氏體型鐵素體21和作為次要組元的馬氏體和殘留奧氏體23的混合物的顆粒的聚集體。類似上述的細晶粒板條馬氏體和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/或在QST等溫保溫和/或者從QST緩慢冷卻到室溫的過程中形成，特別是當鋼中的總合金元素含量較低，和/或者沒有足夠“有效”的、即不被氧化物和/或氮化物固定的硼的情況下在厚度等于或大于25mm的厚鋼板中心可形成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)組成，F(xiàn)GB可以形成為次要組元或主要組元。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。相鄰的貝氏體型鐵素體21晶粒形成大角度界面27，這些界面使晶體學(xué)取向差一般大于約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。(參見術(shù)語表對“大角度界面”的定義)。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韌性和DBTT。在本發(fā)明的FGB中這些次要組元的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％。FGB的馬氏體/殘留奧氏體顆?？捎行У卦贔GB中提供附加的裂紋偏轉(zhuǎn)和曲折，類似于上述對顯微層狀顯微組織實施方案的解釋。本發(fā)明的FGB的強度被估計為約690MPa到760MPa(100到110ksi)，顯著低于細晶粒板條馬氏體或細晶粒下貝氏體，而細晶粒板條馬氏體或細晶粒下貝氏體根據(jù)鋼中碳含量，大于約930MPa(135ksi)。在本發(fā)明中，已經(jīng)發(fā)現(xiàn)當鋼中的碳含量為約0.030-約0.065重量％時，顯微組織中FGB的量(在整個厚度上的平均值)優(yōu)選限制到小于約40體積％，以便鋼板獲得高于930MPa(135Ksi)的強度。
在本發(fā)明中采用奧氏體時效處理為的是通過在環(huán)境溫度下保留所要求的奧氏體膜層來促進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，奧氏體時效是一種在奧氏體轉(zhuǎn)變成下貝氏體和/或馬氏體之前，采用適當?shù)臒崽幚碓鰪妸W氏體時效的方法。在本發(fā)明中，采用以下方式促進奧氏體時效將鋼板淬火到適當?shù)腝ST，隨后在環(huán)境氣氛中緩冷，或采用其它上述緩冷方法，冷卻到環(huán)境溫度。本專業(yè)所公知的是，奧氏體時效促進奧氏體的熱穩(wěn)定化，這又進而導(dǎo)致隨后在鋼冷卻至環(huán)境溫度或低溫時奧氏體的殘留。本發(fā)明的獨有的鋼的化學(xué)組成與處理方法的組合可使淬火中止后，貝氏體轉(zhuǎn)變的開始時間充分延遲，以使奧氏體充分時效，從而在所述顯微層狀組織中保留奧氏體膜層。例如，現(xiàn)參照圖1A，根據(jù)本發(fā)明處理的一個實施方案的鋼在給定的溫度范圍內(nèi)(下面有更詳細介紹)進行控制軋制2；然后，將所述鋼從淬火起始點6淬火4至淬火終了點(即，QST)8。在所述淬火終止點(QST)8淬火停止后，(i)在一個實施方案中，所述鋼板在所述QST下基本等溫保持一段時間，優(yōu)選長達約5分鐘，然后再空冷至環(huán)境溫度，如點劃線12所示，(ii)在另一個實施方案中，所述鋼板以低于約1.0℃/秒(1.8°F/秒)的速度從所述QST慢冷，時間最長達約5分鐘，之后再將所述鋼板空冷至環(huán)境溫度，如點劃-點-點線11所示，(iii)在又-個實施方案中，可將所述鋼板空冷至環(huán)境溫度，如有點線10所示。在任何一個所述各實施方案中，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/珠光體區(qū)19優(yōu)選基本最小化或被避免?，F(xiàn)參照圖1B，根據(jù)本發(fā)明處理的鋼的另一個實施方案(即與按圖1A所示處理的鋼不同化學(xué)組成的鋼)在給定的溫度范圍內(nèi)(下面有更詳細介紹)進行控制軋制2；然后，將所述鋼從淬火起始點6淬火4至淬火終了點(即，QST)8。在所述淬火終止點(QST)8淬火停止后，(i)在一個實施方案中，所述鋼板在所述QST下基本等溫保持一段時間，優(yōu)選長達約5分鐘，然后再空冷至環(huán)境溫度，如點劃線12所示，(ii)在另一個實施方案中，所述鋼板以低于約1.0℃/秒(1.8°F/秒)的速度從所述QST慢冷，時間最長達約5分鐘，之后再將所述鋼板空冷至環(huán)境溫度，如點劃-點-點線11所示，(iii)在又一個實施方案中，可將所述鋼板空冷至環(huán)境溫度，如有點線10所示。在任何一個所述實施方案中，在下貝氏體區(qū)14中形成下貝氏體板條以及在馬氏體區(qū)16中形成馬氏體板條之前，在FGB區(qū)17中形成FGB。上貝氏體區(qū)(圖1B中未示出)以及鐵素體/珠光體區(qū)19優(yōu)選基本最小化或被避免。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，來提高奧使體時效的效果。
對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，以利用細晶粒下貝氏體與細晶粒板條馬氏體的優(yōu)良強度以及奧氏體的優(yōu)良解理斷裂抗力。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，由此提高裂紋擴展抗力，從而獲得顯著的顯微組織韌化效果。
本發(fā)明的FGB中的次要組元，即馬氏體/殘留奧氏體顆粒，在很大程度上以與上述顯微層狀組織相同作用方式，提供了增強的裂紋擴展抗力。此外，在FGB中，貝氏體型鐵素體/貝氏體型鐵素體界面和馬氏體-殘留奧氏體顆粒/貝氏體型鐵素體界面是大角度界面，可非常有效地提高裂紋路徑曲折度，由此提高裂紋擴展抗力。
根據(jù)上述介紹，提供一種生產(chǎn)具有包含主要是細晶粒板條馬氏體、細晶粒下貝氏體、FGB或其混合物的顯微組織的超高強度鋼板的方法，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)鋼坯中基本所有的鈮與釩的碳化物及碳氮化物溶解，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相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)以至少約10℃/秒(18°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低于約550℃(1022°F)，并優(yōu)選高于約100℃(212°F)，甚至更優(yōu)選低于約Ms相變點與100℃(180°F)之和但高于所述Ms相變點；和(e)停止淬火。所述QST也可低于約Ms相變溫度。此時，在QST經(jīng)部分轉(zhuǎn)變?yōu)轳R氏體后殘留的奧氏體仍然可發(fā)生上述奧氏體時效現(xiàn)象。在其它情況下，QST為環(huán)境溫度，或低于在所述淬火到該QST過程中仍可發(fā)生某些奧氏體時效作用的情況。在一個實施方案中，本發(fā)明的方法進一步包括將所述鋼板從QST空冷至環(huán)境溫度的步驟。在另一個實施方案中，本發(fā)明的方法進一步包括在空冷至環(huán)境溫度之前，將所述鋼板在QST下基本等溫保持最長達約5分鐘的步驟。在又一個實施方案中，本發(fā)明的方法進一步包括在空冷至環(huán)境溫度之前，以低于約1.0℃/秒(1.8°F/秒)的速度從QST處慢冷所述鋼板，時間最長約5分鐘的步驟。這一方法有利于所述鋼板轉(zhuǎn)變成主要是細晶粒板條馬氏體、細晶粒下貝氏體、FGB或其混合物的顯微組織。(見術(shù)語表中的Tnr溫度，Ar3，Ms相變點的定義)。
為了確保大于約930MPa(135Ksi)的高強度和環(huán)境溫度和低溫下的韌性，本發(fā)明的鋼優(yōu)選具有主要是顯微層狀的顯微組織，該顯微組織包括細晶粒下貝氏體、細晶粒板條馬氏體或其混合物，以及最多可達約10vol％的殘留奧氏體膜層。更優(yōu)選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其混合物。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、細晶粒板條馬氏體或其混合物。該顯微組織中其余組元可包括殘留奧氏體(RA)、FGB、PF、DF、AF、UB、DUB等。對于較低的強度，即低于約930MPa(135Ksi)但高于約830MPa(120Ksi)，該鋼可具有主要包括FGB的顯微組織。該顯微組織中其余組元可包括細晶粒下貝氏體、細晶粒板條馬氏體、RA、PF、DF、AF、UB、DUB等。優(yōu)選在本發(fā)明的鋼中將脆性組元如UB、孿晶馬氏體以及MA的形成基本降至最小程度(到小于顯微組織的約10體積％，更優(yōu)選小于約5體積％)。
本發(fā)明的一個實施方案包括一種鋼板的生產(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％的以細晶粒馬氏體和細晶粒下貝氏體為主的板條的顯微層狀顯微組織，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)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)變點與100℃(180°F)之和但高于約Ms點的淬火終止溫度；(e)終止所述淬火，采用所述各步驟以便使所述鋼板轉(zhuǎn)變成包含約2-10vol％奧氏體薄膜層以及約90-98vol％的以細晶粒馬氏體和細晶粒下貝氏體為主的板條的顯微層狀組織。
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)形成顯微層狀和/或細粒狀貝氏體(FGB)的顯微組織，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交界或界面，即，趨于使擴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是在進行奧氏體不能再結(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數(shù)。
本專業(yè)公知的是，當鋼的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)，以及附帶斷裂路徑變得彎曲。在TMCP的工業(yè)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。當熱軋/變形期間的總壓下量相同時，初始平均奧氏體晶粒尺寸較細小的鋼將會獲得更細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，并同時獲得在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3A，采用較低的再加熱溫度，優(yōu)選約955—約1100℃(1750—2012°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中因使用較高的再加熱溫度，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％的大的每道次壓下量。現(xiàn)在參照圖3B，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50μm，優(yōu)選小于約30μm，更優(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相變點的溫度下實施大壓下量，累計壓下量優(yōu)選超過約70％的軋制。現(xiàn)在參照圖3C，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、扁平的晶粒結(jié)構(gòu)，所述終軋后的鋼板32在整個厚度方向上的等效晶粒尺寸D非常細小，例如，其等效晶粒尺寸D小于約10μm，優(yōu)選小于約8μm，甚至更優(yōu)選小于約5μm，并且甚至還更加優(yōu)選小于約3μm，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。(參見術(shù)語表對“整個厚度方向上”的定義)。
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，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)選小于約100，更優(yōu)選小于約75，還更優(yōu)選小于約50，甚至更優(yōu)選小于約25。
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—1100℃(1750—2012°F)的溫度，優(yōu)選至約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，其中壓下量為約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下，采用一個或多個道次，對所述鋼板進行壓下量為約40—80％的進一步熱軋。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低于約550℃(1022°F/秒)的適當?shù)腝ST，此時淬火終止。淬火步驟的冷卻速度優(yōu)選高于約10℃/秒(18°F/秒)，甚至更優(yōu)選高于約20℃/秒(36°F/秒)。不因此限制本發(fā)明，在本發(fā)明的一個實施方案中，冷卻速度為約10—40℃/秒(18—72°F/秒)。在本發(fā)明的一個實施方案中，淬火終止后，所述鋼板由QST下被空冷至環(huán)境溫度，如圖1A和圖1B中的有點線10所示。在另一個實施方案中，淬火終止后，所述鋼板在所述QST下基本等溫保持一段時間，優(yōu)選最長達約5分鐘，然后再空冷至環(huán)境溫度，如圖1A和圖1B中的點劃線12所示。在又一個實施方案中，如圖1A和圖1B中的點劃-點-點線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，時間優(yōu)選最長約5分鐘。
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方式，如在鋼板上蓋上絕熱氈，來進行緩慢冷卻，其冷卻速度小于約1℃/秒(1.8°F/秒)。
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50％(50％的壓下量)，使厚度為約127mm(5英寸)，然后，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?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)人員參照標準工業(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所需溫度和流動速度可以由本領(lǐng)域的技術(shù)人員參照標準工業(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壓下量。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Ar3和Ms相變點。
通過實施上述的TMCP可獲得高的Sν值。另外，再次參照圖2B，在奧氏體時效期間產(chǎn)生的顯微層狀組織通過在下貝氏體或板條馬氏體的板條28與殘留奧氏體膜層30之間產(chǎn)生眾多的大角度界面29來使界面面積進一步增加?；蛘撸瑓⒁妶D2C，在本發(fā)明另一個實施方案中，在奧氏體時效期間產(chǎn)生的FGB通過在貝氏體型鐵素體21與馬氏體和殘留奧氏體23的顆粒之間或在相鄰貝氏體型鐵素體21之間產(chǎn)生眾多的大角度界面27(其中，晶界，即，界面，分隔其結(jié)晶取向差異一般大于約15°的兩個相鄰晶粒)來使界面面積進一步增加。這種顯微層狀結(jié)構(gòu)和FGB結(jié)構(gòu)，分別如圖2B和圖2C所示，可以與如圖2A所示的無板條間殘留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，以下以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顯著曲折。例如這是因為例如下貝氏體或馬氏體的板條28中萌生的裂紋26在每個與殘留奧氏體膜層30的大角度界面29處，由于貝氏體和馬氏體組元與殘留奧氏體相的解理和滑移面的取向不同，趨于改變擴展面，即，改變方向。另外，殘留奧氏體膜層30可使擴展的裂紋26鈍化，進一步吸收了能量，此后裂紋26擴展通過殘留奧氏體膜層30。鈍化的出現(xiàn)有幾個原因。第一，F(xiàn)CC(此處有定義)的殘留奧氏體不存在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展阻力顯著增大。在參見圖2C，由本發(fā)明的FGB顯微組織提供了類似于上述參照圖2B討論的顯微層狀顯微組織的使裂紋偏析和曲折化的作用，如圖2C的裂紋25所示。根據(jù)本發(fā)明的鋼中的顯微層狀顯微組織中的下貝氏體/殘留奧氏體或板條馬氏體/殘留奧氏體界面，和根據(jù)本發(fā)明的鋼中的FGB顯微組織的貝氏體型鐵素體晶粒/貝氏體型鐵素體晶粒或貝氏體型鐵素體晶粒/馬氏體和殘留奧氏體顆粒之間的界面，都具有優(yōu)異的界面結(jié)合強度，這種迫使裂紋改變方向，而不是界面脫離結(jié)合。細晶粒板條馬氏體和細晶粒下貝氏體作為團束存在，束與束之間為大角度交界。在一個扁平狀晶粒內(nèi)形成幾個團束。這就使顯微組織進一步細化，從而導(dǎo)致裂紋擴展通過所述扁平結(jié)構(gòu)內(nèi)的這些團束的路徑更加曲折。這就使Sν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)對溫度的敏感性太強，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)力對溫度的敏感性較小，因此，當溫度降低時，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，其對變形時位錯發(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不利于交叉滑移發(fā)生。本發(fā)明中，優(yōu)選對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的含量優(yōu)選至少約1.0重量％，而且更優(yōu)選至少約1.5重量％；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)。
(2)高于約830MPa(120Ksi)的抗拉強度和厚截面能力層狀顯微組織的強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，采用奧氏體時效以使鋼板中的殘留奧氏體含量優(yōu)選為最大約10vol％，更優(yōu)選為約1-10vol％，甚至更優(yōu)選為約1-5vol％。尤其優(yōu)選Ni與Mn的添加量分別為約1.0-3.0重量％和最大約2.5重量％(優(yōu)選約0.5-2.5重量％)，以獲得所要求的殘留奧氏體的體積分數(shù)以及發(fā)生奧氏體時效所需的貝氏體開始轉(zhuǎn)變點的推遲。銅的添加量優(yōu)選為約0.1-1.0重量％時，也有利于在奧氏體時效期間發(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度，同時還具有母材鋼和HAZ處的焊接性能較佳以及韌性優(yōu)異等附加優(yōu)點。為獲得高于約830MPa(120Ksi)的抗拉強度，優(yōu)選總合金元素中C的最低含量為約0.03重量％。
盡管除C以外，根據(jù)本發(fā)明的鋼中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的，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，提供所要求的厚截面能力和強度。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，表面與中心處的顯微組織可能會有很大差異，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。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)組成目標與范圍的目的是滿足本發(fā)明的這些以及其它要求。
為了在鋼板厚度等于或大于約25mm時使本發(fā)明的鋼能夠獲得強度和厚截面能力，如下所示由鋼的化學(xué)組成定義的參數(shù)Nc，對于含有有效B添加量的鋼中優(yōu)選在約2.5到約4.0的范圍，在不含有B添加量的鋼中Nc優(yōu)選在約3.0到約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)明的不含添加B的鋼中Nc優(yōu)選大于約3.3，更優(yōu)選大于約3.5。一般地，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約3.0，在不含有添加硼的鋼中大于3.5時，根據(jù)本發(fā)明的目標進行處理時會產(chǎn)生主要為顯微層狀的顯微組織，包括細晶粒下貝氏體，細晶粒板條馬氏體或其混合物，和最大約10vol％的殘留奧氏體膜層。另一方面，其Nc在上述優(yōu)選范圍的低端時，鋼傾向于形成主要為FGB的顯微組織。
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)較佳的低熱輸入焊接的焊接性對本發(fā)明的鋼進行設(shè)計，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)域中一直被認為是重要參量的硬度及碳當量無關(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0.1重量％。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0.03重量％，將不足以在鋼中產(chǎn)生所要求的強化，即獲得高于約830MPa(120Ksi)的抗拉強度。如果碳含量高于約0.12重量％，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—0.12重量％，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0.07重量％。
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，促進顯微層狀顯微組織的形成，并阻止厚截面鋼板中可導(dǎo)致強度降低的過多FGB的形成。添加Mn可用于獲得奧氏體時效所需的貝氏體轉(zhuǎn)變延遲時間。優(yōu)選Mn的最低含量為0.5wt％，以便板厚超過約25mm(1英寸)時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)的中心線偏析以及附帶的在鋼板的中心處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0.01重量％。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，當添加硅時，優(yōu)選其上限為約0.5重量％。更優(yōu)選地，硅含量的上限為約0.1重量％，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0.02重量％。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0.1重量％。更優(yōu)選Nb含量的上限為約0.05重量％。
鈦(Ti)少量添加時，能有效形成能細化在鋼的軋后顯微組織以及HAZ中晶粒尺寸的細小的氮化鈦(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0.008重量％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0.03重量％時可能會對韌性造成損害。更優(yōu)選地，所述鋼含有至少約0.01重量％而又不超過約0.02重量％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0.001重量％，并且甚至更優(yōu)選Al含量至少約0.005重量％。Al能束縛在HAZ中溶解的氮。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0.05重量％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0.03重量％。
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。Mo也能夠促進奧氏體時效。為此，優(yōu)選Mo含量至少約0.1重量％，而且，甚至更優(yōu)選Mo含量至少約0.2重量％。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，優(yōu)選其最高含量為約0.8重量％，而且，甚至更優(yōu)選其最高含量為約0.4重量％。因此，更廣范圍而言，優(yōu)選Mo最高含量為約0.8重量％。
鉻(Cr)趨于增加直接淬火時鋼的淬透性。少量添加時，Cr會引起奧氏體穩(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1.0重量％。更優(yōu)選地，添加Cr時，Cr含量為約0.2—0.6重量％。
鎳(Ni)是為獲得所要求的DBTT，尤其是HAZ處的DBTT的本發(fā)明的鋼中重要的合金添加劑。添加的Ni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，并且因此增加厚截面時顯微組織與性能如強度與韌性在整個厚度范圍的均勻性。Ni的添加也有利于獲得發(fā)生奧氏體時效所需要的貝氏體轉(zhuǎn)變的延遲時間。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1.0重量％，更優(yōu)選為約1.5重量％，甚至更優(yōu)選為約2.0重量％。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3.0重量％，更優(yōu)選低于約2.5重量％，還更優(yōu)選低于約2.0重量％，并且甚至更優(yōu)選低于約1.8重量％，以使鋼的成本基本上降至最低。
銅(Cu)是一種適當?shù)耐ㄟ^穩(wěn)定奧氏體來獲得所述的顯微層狀組織的合金添加劑。為此目的，Cu的添加量優(yōu)選至少約0.1重量％，更優(yōu)選至少約0.2重量％。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，會產(chǎn)生程度過大的由ε-銅析出相所引起的析出強化。這種析出，如果不加以適當控制，會使母材板以及HAZ處的韌性降低和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，優(yōu)選Cu的上限為約1.0重量％，而且甚至更優(yōu)選其上限為約0.5重量％。因此，更廣范圍而言，優(yōu)選Cu最高含量為約1.0重量％。
硼(B)的少量添加可以以很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處形成鐵素體、上貝氏體和FGB，來促進形成其顯微組織為下貝氏體和板條馬氏體的鋼顯微組織，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A1 A2A3 A4 A5冶煉法VIMVIMVIM＋VAR VIMVIMC(wt％) 0.063 0.0600.053 0.040 0.037Mn(wt％) 1.59 1.49 1.721.69 1.65Ni(wt％) 2.02 2.99 2.073.30 2.00Mo(wt％) 0.21 0.21 0.200.21 0.20Cu(wt％) 0.30 0.30 0.240.30 0.31Nb(wt％) 0.030 0.0320.029 0.033 0.031Si(wt％) 0.09 0.09 0.120.08 0.09Ti(wt％) 0.012 0.0130.009 0.013 0.010Al(wt％) 0.011 0.0150.001 0.015 0.008B(ppm)10 10 13 11 9O(ppm)15 18 8 15 14S(ppm)18 16 16 17 18N(ppm)16 20 21 22 23A1 A2 A3 A4 A5P(ppm)20 20 20 20 20Cr(wt％) -- -- -- 0.05 0.19NC3.07 3.08 3.073.11 2.94在進行根據(jù)TMCP的軋制之前，鋼坯首先被再加熱到從約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)A1A2A3A4A50130 1007 1005 1000 999 10511117 973 973 971 973 9732100 963 962 961 961 961延遲，翻轉(zhuǎn)工件在一側(cè)385 870 868 868 868 867472 860 855 856 858 857561 850 848 847 847 833651 840 837 837 836 822743 834 827 827 828 810836 820 815 804 816 791930 810 806 788 806 77010 25 796 794 770 796 752QST(℃) 217 187 177 189 187至QST的冷卻速率(℃/s) 2928252825從QST冷至環(huán)境溫度 -------環(huán)境氣氛冷卻-------扁平結(jié)構(gòu)的厚度，μm 2.41 3.10 2.46 2.88 2.7(鋼板1/4厚度處測量)
采用表III所示的優(yōu)選的TMCP工藝，鋼板樣品A1至A4的顯微組織主要是細晶粒板條馬氏體，形成了顯微層狀顯微組織并在馬氏體板條交界具有最多約2.5vol％的殘留奧氏體膜層。顯微組織中其它次要組元在這些樣A1至A4中是不同的，但包括小于約10vol％細晶粒下貝氏體和約10-約25vol％的FGB。
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式、在橫向方向上獲得如表IV所匯總的DBTT數(shù)值?，F(xiàn)在，參照圖4，給出的透射電鏡照片顯示了在此在表II稱為A3的鋼板的顯微層狀的顯微組織。圖4所示的顯微組織主要包括板條馬氏體41，并在大多數(shù)馬氏體板條交界具有殘留奧氏體膜42。圖4表示列于表II至表IV中的本發(fā)明A1至A4鋼的以顯微層狀結(jié)構(gòu)為主的顯微組織。這種顯微組織可以提供橫向方向上約1000MPa(145ksi)或更高的高強度和出色的DBTT，如表IV所示。
表 IV合金A1A2A3A4A5抗拉強度，MPa(ksi) 1000 1060 1115 1035 915(145) (154) (162) (150) (133)DBTT℃(°F) -117 -133 -164 -140 -111(-179)(-207)(-263)(-220)(-168)不因此限制本發(fā)明，在表IV中給出的DBTT值對應(yīng)于50％能量轉(zhuǎn)變溫度，該溫度是根據(jù)ASTM規(guī)范E-23所述的標準程序進行的夏氏V形缺口沖擊試驗而試驗確定的，如本領(lǐng)域熟練技術(shù)人員所公知的。夏氏V形缺口沖擊試驗是測量鋼韌性的公知試驗。參見表II，顯示其Nc低于鋼板A1-A4的鋼板A5具有主要是FGB的顯微組織，這解釋了該鋼板樣品強度較低的原因。發(fā)現(xiàn)該鋼板具有約40vol％的細晶粒板條馬氏體。參見圖5，給出的透射電鏡照片(TEM)顯示了在此在表II稱為A5的鋼板的FGB顯微組織。該FGB是貝氏體型鐵素體51(主要相)和馬氏體/殘留奧氏體顆粒52(次要相)的聚集體。更詳細而言，圖5提供的TEM顯微照片顯示了包括貝氏體型鐵素體51和馬氏體/殘留奧氏體顆粒52的等軸的FGB顯微組織，這種顯微組織存在于本發(fā)明的某些實施方案中。(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，原因在于與亞結(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)牡统杀镜膶嵤┘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3.5wt％，抗拉強度高于約830MPa(120Ksi)，優(yōu)選高于約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℃(-80°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；Al2O3氧化鋁；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)；DF形變鐵素體；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)轱@微層狀組織束團或FGB完成之后平均的束團寬度或平均晶粒尺寸；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，是包括貝氏體型鐵素體作為主要組元，和板條馬氏體和殘留奧氏體的混合物顆粒作為次要組元的聚集體；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；低合金鋼含有鐵以及總量小于約10重量％的添加合金元素的鋼；小角度晶界將兩個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；主要用于描述本發(fā)明時，意思是至少約50％體積。
次要用于描述本發(fā)明時，意思是小于約50％體積。
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；TEM透射電子顯微照片；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)，特別是厚度等于或大于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熱機械控制軋制加工。
橫向在軋制平面內(nèi)且垂直于板的軋制方向的方向；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，所述鋼板的顯微組織包括(i)主要是細晶粒下貝氏體、細晶粒板條馬氏體、細小粒狀貝氏體(FGB)，或其混合物，和(ii)最多可達約10vol％的殘留奧氏體，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)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550℃(1022°F)的淬火終止溫度；(e)終止所述淬火，進行所述各步驟以便使所述鋼板的所述顯微組織轉(zhuǎn)變?yōu)?i)主要是細晶粒下貝氏體、細晶粒板條馬氏體、細小粒狀貝氏體(FGB)，或其混合物，和(ii)最多可達約10vol％的殘留奧氏體。
2.根據(jù)權(quán)利要求1的方法，其中的步驟(e)被以下步驟替換(e)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)變成包括細晶粒板條馬氏體、細晶粒下貝氏體、或它們的混合物和最大約10vol％殘留奧氏體膜層的主要為顯微層狀的顯微組織。
3.根據(jù)權(quán)利要求1的方法，其中的步驟(e)被以下步驟替換(e)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)變成以細粒狀貝氏體(FGB)為主的顯微組織。
4.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—約1100℃(1750—2010°F)。
5.根據(jù)權(quán)利要求1的方法，其中，所述步驟(a)中的細小的初始奧氏體晶粒尺寸小于約120μm。
6.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％。
7.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％。
8.根據(jù)權(quán)利要求1的方法，其進一步包括將所述鋼板由所述淬火終止溫度空冷至環(huán)境溫度的步驟。
9.根據(jù)權(quán)利要求1的方法，其進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約5分鐘的步驟。
10.根據(jù)權(quán)利要求1的方法，其進一步包括將所述鋼板在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約5分鐘的步驟。
11.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，以重量百分比計約0.03～約0.12％C，至少約1％Ni，最多約1.0％Cu，最多約0.8％Mo，約0.01～0.1％Nb，約0.008～0.03％Ti，最多約0.05％Al，以及約0.001～0.005％N。
12.根據(jù)權(quán)利要求11的方法，其中，所述鋼坯含有低于約6重量％Ni。
13.根據(jù)權(quán)利要求11的方法，其中，所述鋼坯含有低于約3重量％的Ni以及，另外，含有最多約2.5重量％的Mn。
14.根據(jù)權(quán)利要求11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1.0重量％的Cr，(ii)最高約0.5重量％的Si，(iii)約0.02-0.10重量％的V，(iv)最高約2.5重量％的Mn，和(v)最高約0.0020重量％的B中的添加元素。
15.根據(jù)權(quán)利要求11的方法，其中，所述鋼坯進一步含有約0.0004～0.0020重量％B。
16.根據(jù)權(quán)利要求1的方法，其中，在進行步驟(e)之后，所述鋼板在其母材板及其HAZ處的DBTT均低于約-62℃(-80°F)，而且，所述鋼板的抗拉強度高于約830MPa(120Ksi)。
17.一種鋼板，其顯微組織包括(i)主要是細晶粒下貝氏體、細晶粒板條馬氏體、細小粒狀貝氏體(FGB)，或其混合物，和(ii)最多可達約10vol％的殘留奧氏體，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～約0.12％C，至少約1％Ni，最多約1.0％Cu，最多約0.8％Mo，約0.01～約0.1％Nb，約0.008～約0.03％Ti，最多約0.05％Al，以及約0.001～0.005％N。
18.根據(jù)權(quán)利要求17的鋼板，其中，所述鋼坯含有低于約6重量％的Ni。
19.根據(jù)權(quán)利要求17的鋼板，其中，所述鋼坯含有低于約3重量％的Ni并且另外含有最多約2.5重量％Mn。
20.根據(jù)權(quán)利要求17的鋼板，其進一步含有至少一種選自于(i)最高約1.0重量％的Cr，(ii)最高約0.5重量％的Si，(iii)約0.02-0.10重量％的V，(iv)最高約2.5重量％的Mn，和(v)約0.0004-約0.0020重量％的B中的添加元素。
21.根據(jù)權(quán)利要求17的鋼板，其進一步含有約0.0004～0.0020重量％B。
22.根據(jù)權(quán)利要求17的鋼板，該鋼板具有主要為顯微層狀結(jié)構(gòu)的顯微組織，包括細晶粒板條馬氏體、細晶粒下貝氏體、或它們的混合物的板條，和最大約10vol％殘留奧氏體膜層。
23.根據(jù)權(quán)利要求22的鋼板，其中通過熱機械控制軋制加工，獲得眾多介于由細晶粒馬氏體和細晶粒下貝氏體組成的所述板條與所述殘留奧氏體膜層之間的大角度界面，對所述顯微層狀組織進行優(yōu)化，以便使裂紋路徑基本上最大程度曲折。
24.根據(jù)權(quán)利要求17的鋼板，該鋼板具有以細小粒狀貝氏體(FGB)為主的顯微組織，其中所述細小粒狀貝氏體(FGB)包括貝氏體型鐵素體和馬氏體和殘留奧氏體的混合物顆粒。
25.根據(jù)權(quán)利要求24的鋼板，其中通過熱機械控制軋制加工，獲得眾多介于所述貝氏體型鐵素體之間和所述貝氏體型鐵素體與所述馬氏體和殘留奧氏體的混合物的顆粒之間的大角度界面，對所述顯微組織進行優(yōu)化，以便使裂紋路徑基本上最大程度曲折。
26.提高鋼板的裂紋擴展抗力的方法，所述方法包括對所述鋼板進行加工，以產(chǎn)生主要為顯微層狀的顯微組織，包括細晶粒板條馬氏體、細晶粒下貝氏體、或它們的混合物的板條，和最大約10vol％殘留奧氏體膜層，通過熱機械控制軋制加工，獲得眾多介于由細晶粒馬氏體和細晶粒下貝氏體組成的所述板條與所述殘留奧氏體膜層之間的大角度界面，對所述顯微層狀組織進行優(yōu)化，以便使裂紋路徑基本上最大程度曲折。
27.根據(jù)權(quán)利要求26的方法，其中，通過添加至少約1.0重量％Ni和至少約0.1重量％Cu，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。
28.提高鋼板的裂紋擴展抗力的方法，所述方法包括對所述鋼板進行加工，以產(chǎn)生以細小粒狀貝氏體(FGB)為主的顯微組織，其中所述細小粒狀貝氏體(FGB)包括貝氏體型鐵素體和馬氏體和殘留奧氏體的混合物顆粒，通過熱機械控制軋制加工，獲得眾多介于所述貝氏體型鐵素體之間和所述貝氏體型鐵素體與所述馬氏體和殘留奧氏體的混合物顆粒之間的大角度界面，對所述顯微組織進行優(yōu)化，以便使裂紋路徑基本上最大程度曲折。
29.根據(jù)權(quán)利要求28的方法，其中，通過添加至少約1.0重量％Ni和至少約0.1重量％Cu，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。
30.一種鋼板的生產(chǎn)方法，所述鋼板具有顯微層狀的顯微組織，包括約2-約10vol％奧氏體薄膜層以及約90-98vol％的以細晶粒馬氏體和細晶粒下貝氏體為主的板條，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)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)變點與100℃(180°F)之和但高于約Ms點的淬火終止溫度；(e)終止所述淬火，進行所述各步驟以便使所述鋼板轉(zhuǎn)變成包含約2-10vol％奧氏體薄膜層以及約90-98vol％的以細晶粒馬氏體和細晶粒下貝氏體為主的板條的顯微層狀顯微組織。
31.在超高強度的奧氏體時效鋼板的加工過程中控制扁平結(jié)構(gòu)長度與扁平結(jié)構(gòu)厚度的平均比值的方法，以使提高所述鋼板的橫向韌性和橫向DBTT，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)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550℃(1022°F)的淬火終止溫度；(e)終止所述淬火，以便使所述鋼板中扁平結(jié)構(gòu)長度與扁平結(jié)構(gòu)厚度的平均比值小于約100。
全文摘要
在基體板以及焊接時的熱影響區(qū)(HAZ)處的低溫韌性優(yōu)異的超高強度可焊接低合金鋼,具有高于約830MPa(120ksi)的抗拉強度,并且具有包括(ⅰ)主要是細晶粒下貝氏體、細晶粒板條馬氏體、細小粒狀貝氏體(FGB),或其混合物,和(ⅱ)最多可達約10vol%的殘留奧氏體的顯微組織,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),采用一個或多個道次,將所述鋼坯扎制成板材;在低于奧氏體再結(jié)晶溫度但高于Ar
文檔編號C22C38/08GK1331757SQ99814737
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, G·A·瓦格, R·艾爾 申請人:?？松梨谏嫌窝芯抗?br>