CN103667953B - 一种低环境裂纹敏感性超高强韧性海洋系泊链钢及其制造方法 - Google Patents

一种低环境裂纹敏感性超高强韧性海洋系泊链钢及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明公开的高性能海洋系泊链钢,其成分质量百分比为:C0.12~0.24,Mn0.10~0.55,Si0.15~0.35,Cr0.60~3.50,Mo0.35~0.75,N≤0.006,Ni0.40~4.50,Cu≤0.50,S≤0.005,P0.005~0.025,O≤0.0015,H≤0.00015,余量为Fe和不可避免杂质;该系泊链钢制成的R6级系泊链整体热处理后在三分之一半径处基体的性能为:抗拉强度(Rm)≥1110Mpa,屈强比(YR)0.88~0.92,延伸率(A)≥12%,断面收缩率(Z)≥50%,冲击功(Akv,‑20℃)≥50J,强度‑塑性‑韧性的乘积Rm*A*Akv≥746Ga%J;所述系泊链钢的常数:Hc≥3.5ppm,K1scc≥60kgf/mm2/3。本发明还公开了该高性能海洋系泊链钢的制备方法以及由此制备的系泊链。本发明的高性能海洋系泊链达到R6级系泊链的要求。

Description

一种低环境裂纹敏感性超高强韧性海洋系泊链钢及其制造 方法
技术领域
[0001] 本发明属于低合金钢领域,特别涉及一种低环境裂纹敏感性超高强韧性淬火-回 火大直径海洋系泊长链用钢和由该钢制作的系泊链及其制造方法。
背景技术
[0002] 根据ABS(美国船级社)《Guide for the certification of offshore mooring chain-December 2009》、DNV(挪威船级社)《OffshorestandardDNV-〇S-E302-〇ctorber 2008》等的规定,系泊链钢按其强度级别可以分为三级(R3)、四级(R4)、五级(R5)。其链环整 体调质后的强度级别分别为690Mpa、860Mpa、1000Mpa。而且需要具有高的塑性、韧性及屈强 比<0.92的安全性要求。目前各国船级社认可的最高级别的系泊链钢为R5级。
[0003] 近年来,随着海洋资源的深入开发,在全球范围内,深海采油、海洋勘探等用途的 海洋设施的增多,对系泊这些设施的70~160_大直径系泊链的需求也日益增加。虽然海洋 设施趋于大型化、高强化,然而由于其装载重量的限制,链径不可能任意扩大。另一方面,为 了杜绝以往墨西哥湾超级飓风导致的采掘装备因系泊链破断而倾覆那样的惨痛事故,实现 系泊链的进一步高强度化,以保证浮动海洋结构在严寒、酷暑和狂风巨浪的袭击中稳定、安 全服役,更显得迫切。
[0004] 然而,仅仅使用提高链钢的强度性能水平,非但难以全面获得诸如裂纹敏感性、低 热处理敏感性、低质量效应、高强韧性、低屈强比和母材/焊缝强度差和焊缝韧性等基本工 艺性能和力学性能,更难以逾越的技术障碍是强度在大于l〇〇〇MPa的超高水平时,钢制系泊 链在海洋环境中容易因微量环境氢气的入侵而发生EAC(环境敏感裂纹)。例如因 R5链断裂 的平台灾难性事故警报(美国内务部2011年3月)。
[0005] 如所周知,所谓裂纹敏感性、低热处理敏感性、低质量效应,分别是低合金高强度 结构钢和系泊链在生产过程中,在奥氏体-铁素体相变温度区,在低应变速率条件下产生脆 化裂纹(以下称为低应变速率热脆裂纹),冷却相变裂纹和链焊缝热影响区裂纹;热处理工 艺参数波动引起的性能变化;钢材或链因直径变化引起的性能波动。随着强度的提高,其发 生几率或变化、波动程度通常会明显增加。
[0006] 使用专利申请号201010516347.3, "海洋采油平台R4S级系泊链条用钢及其制造" 试生产的控制Mn (实际是87mm)圆钢制链,该说明书介绍经960 °C水冷-580 °C水冷的链环,其 基体抗拉强度为l〇25MPa,而相同链环焊缝性能仅为911MPa,即链环与焊缝的抗拉强度差值 超过11 OMPa,经960 °C水冷-590 °C水冷的链环,回火温度仅比580 °C提高10 °C,抗拉强度却急 降85MPa,仅有940MPa,屈强比却反而超过0.92,均不符合R4S级链的性能标准,而且规定回 火温度为570~590°C,温度范围极窄,热处理敏感性却很高,焊缝性能低,难以用于工业规 模制造高强度链。
[0007] 检索国内外的淬火-回火热处理钢标准,没有大直径且强度lllOMPa以上的适用的 系泊链钢号。
[0008] 《ISO 683热处理钢,合金钢和易切削钢》标准中的最高强度,也是最高强韧性钢 31CrNiMo8,该最高强韧性钢31CrNiMo8的化学成分、力学性能和淬透性见表1、2。由表2可以 看出,其强度、韧性和热处理参数均不符合R6钢的要求。
[0009] 表 1 31CrNiMo8 化学成分
[0011]表2 31CrNiMo8力学性能
Figure CN103667953BD00051
Figure CN103667953BD00052
[0013] 4340型超高强度钢有AISI E 4340H,ASTM A540-B23,SNB23,AISI 4340,ASTM A540-B24和日本大同特殊钢公司牌号SNB的标准。SNB化学成分和力学性能见表3、4。
[0014] 表3 SNB化学成分
Figure CN103667953BD00053
[0016] 表4 SNB力学性能
Figure CN103667953BD00054
[0018] 可见上述4340和SNB型超高强度钢的塑性和韧性均不符合R6钢的要求。
[0019] 析出硬化不锈钢有抗拉强度1138Mpa以上的超低碳、高合金SUS631TH1050,其固溶 处理温度-760°C保持90 ',一小时内冷却至15°C以下,保持30 ',在565 °C保持90 '后快冷。需 要特殊冶炼和复杂热处理,不可能用现有大生产流程。而且除了非常高的成本,其全面性能 也是未知数。
[0020] 表5表明,JIS G4108 NiCrMo钢钢材淬火用空气或油冷却,强度、韧性和热处理参 数,以及试样直径仅是70~160mm的16~36%,均不符合R6钢的要求。
[0021] 表5 JIS G4108 NiCrMo钢钢材的成分和性能指标
Figure CN103667953BD00061
[0023] 标准试样,直径25mm,4号拉力试样,3号冲击试样(U2)
[0024] *根据SAE J417,HB302~352 = 1005~1180Mpa
[0025] 近年来,使用授权公告号CN101519751B公开的发明专利(中国发明专利号ZL 2008 1 0033953.2)方法的生产的国际最高水平的系泊链钢大量制造的R5级系泊链,性能优良, 裂纹敏感性低,在一般服役条件下安全。但是如果用通常强化方法,例如提高C含量,增加一 般固溶强化元素、增加淬透性或降低高温回火温度,虽然抗拉强度能够提高至lllOMPa以 上,但是这样做既增加裂纹几率,还面临质量效应和热处理敏感性导致的力学性能大幅波 动,更担心发生EAC的风险。而且屈强比往往超过0.92,导致系泊链在破断负荷试验时脆断, 即弹性失稳。何况在连续式调质炉中回火,温度低于590°C不容易保持炉温的稳定,还要防 止回火脆性引起韧性下降。中国专利号ZL 2008 1 0033953.2的钢材成分和性能见表6、7。 [0026] 表6 R5系泊链钢成分(重量%)(中国专利号ZL 2008 1 0033953.2)
Figure CN103667953BD00062
[0028] 微合金元素允许加入一种或一种以上
[0029] 表7利用中国专利号ZL 2008 1 0033953.2 R5系泊链钢的成分,通过降低回火温 度提高强度水平,获得的力学性能87直径mm整体热处理,横截面r/3部位取样
Figure CN103667953BD00063
[0031]由表7可见,中国专利号ZL 2008 1 0033953.2 R5级链降低回火温度可以达到R6 级链的部分力学性能,但是屈强比超标,尤其是EAC性能,例如Hcl .2ppm,不符合要求。
[0032] 综上,因此R6链钢的生产不可能通过上述途径。
[0033] 根据20130830网页,日本浜中制锁工业株式(Hamanaka Mfg.Co.,Ltd.)会社可以 提供的系泊链商品的最高级别为直径50~84mm的R5级。该公司曾经发表的信息表明,正在 与钢铁公司共同开发世界最高水平的R6级(抗拉强度llOOMpa)钢铁材料(時旮超无、技旮◦ 疔 <、、大型于工一 ^、日本钢铁协会会刊2012No3p 128~)。
[0034] 根据20130830网页,美国gardao公司的网页甚至介绍有抗拉强度2 1200MPa,_20 °C冲击功Akv 2 60J,直径100mm的R6系泊链钢。然而如所周知,随着强度的提高,由于腐蚀和 环境氢交叠作用导致的EAC也同时增加,例如He与钢的强度呈反比,目前尚未有厂家表示能 够生产和提供防止EAC的R6,甚至R5系泊链钢。
[0035]申请人基于系泊链材料学和工艺学的基本研究,已经在全面提升链钢性能方面获 得突破性进展。申请人拟定的R6钢和链的标准规定,制成的R6级系泊链整体热处理后在三 分之一半径处基体的性能为:抗拉强度(Rm)21110Mpa,屈强比(屈服与强度之比,YR)0.88 ~0.92,延伸率(A) 2 12%,断面收缩率(Z) 2 50%,冲击功(AkV,-20°C)2 50J,强度-塑性-韧性的乘积Rm*A*AkV2746Ga%J。链环横截面最高硬度363HB。以上要求也考核钢材。
[0036]申请人重视合金元素对EAC,即环境裂纹敏感性的影响。R6钢在Rml250MPa的极端 条件下,要求其EAC敏感性指标之一的海洋服役环境钢的临界氢含量He(即由环境侵入的氢 量不超过He,不发生HE,即氢脆)由通常的0.6ppm提高至2 3.5口口111,3.5%他(:1溶液中应力腐 蚀试验的K1 scc值由通常的逆kgf/mm3/2提高至2 60kgf/mm3/2,即EAC敏感性低。
[0037] 而且钢和系泊链必须不因强度提高而对低应变速率热脆裂纹、焊接裂纹和冷却裂 纹敏感;热处理敏感性降低;也无明显的质量效应。
发明内容
[0038] 本发明所要解决的技术问题之一在于提供一种高性能海洋系泊链钢,该高性能海 洋系泊链钢通过重新设计合金成分及调整其制造方法,达到R6系泊链钢要求,以解决现有 系泊链钢性能不足问题。
[0039] 本发明所要解决的技术问题之二在于提供上述高性能海洋系泊链钢的制备方法。
[0040] 本发明所要解决的技术问题之三在于提供使用上述高性能海洋系泊链钢制备的 系泊链。
[0041] 本发明所要解决的技术问题之四在于提供上述系泊链的制备方法。
[0042]为实现上述目的,本发明所采用的技术方案如下:
[0043] 一种高性能海洋系泊链钢,其成分质量百分比为:C 0.12~0.24,Mn 0.10~0.55, Si 0.15~0.35,Cr 0.60~3.50,M〇 0.35~0.75,N<0.006,Ni 0.40~4.50,Cu<0.50,S< 0.005,P0.005~0.025,0 < 0.0015,H < 0.00015,余量为Fe和不可避免杂质;该系泊链钢制 成的R6级系泊链整体热处理后在三分之一半径处基体的性能为:抗拉强度(Rm) 2 lllOMpa, 屈强比(YR)0.88~0.92,延伸率(A) 2 12%,断面收缩率(Z) 2 50%,冲击功(Akv,-20°C) 2 50J,强度-塑性-韧性的乘积Rm*A*Akv 2 666Ga%J;所述系泊链钢的常数:Hc 2 3.5ppm,Klscc > 60kgf/mm3/2。
[0044] 进一步,本发明的的系泊链钢的淬火温度为900~1100°C,回火温度为600~690 r。
[0045] 进一步,本发明的系泊链钢还包括¥^1、他、11、0&、1«中的一种或一种以上微合金 化元素,其含量为V0.05~0.25,A1 0.01 ~0.06,Nb0.005~0.05,Ti0.002~0.10,Ca0.005 ~0 • 004,RE0 • 010~0 • 025,Sn+Sb+As < 0 • 035,均以质量百分比计。
[0046] 以下是本发明主要合金元素的作用及其说明:
[0047] C 0.12~0.24%
[0048] 碳可以提高钢的强度,同时又可以提高钢的淬透性。碳含量低于0.12%,不易达到 强度要求,需增加合金用量;且因在液-固相变过程中产生包晶反应而易导致裂纹;高于 0.24%,增加裂纹敏感性,也不允许以均匀成分和组织为目的的钢锭和连铸坯高温加热工 艺,以免过烧。因此,须严格控制C含量。
[0049] Mn 0.10~0.55%
[0050]通常在R3、R4级系泊链钢中,锰是作为提高钢的淬透性、强度和韧性而加入的主要 合金元素,在合金元素中,其数量也相对最多。但锰易产生成分偏析,影响组织和性能的均 匀性,从而影响焊缝韧性和其他附加性能。尤其应予指出的是,Mn增加组织中马氏体的含 量,从而提高淬火-高温回火钢的屈强比,更影响焊缝组织,增大母材与焊缝的强度差。 [0051]本发明尽量降低锰的含量。从成本出发及考虑工艺过程的残余量,规定Mn下限 0.1%,是目前冶金工艺条件能够达到的最低值,明显低于已有的合金结构钢标准。调低Mn 含量范围的目的是与其他(:、&1〇、附等元素配合,提高本发明钢从奥氏体化温度冷却过程 中奥氏体的相变温度,增加贝氏体/马氏体淬火组织基体中贝氏体的体积分数,扩大稳定形 成贝氏体相的冷却速度范围,克服超高强度钢裂纹敏感性高,热处理敏感性高,尤其是大直 径链连续热处理的生产性差的难题,并为满足发明钢回火后的低屈强比范围要求创造了条 件。同时降低钢的HE敏感性。
[0052] Si 0.10~0.35%
[0053]硅可提高钢的强度及淬透性,并和锰同样有脱氧效果,其最低含量为0.10%才能 有效果,但是硅含量过高,由于硅易被氧化,闪光焊时易产生硅酸盐夹杂,将降低钢焊接断 口的韧性,因此设定其上限为0.35%。
[0054] Cr 0.60~3.50%
[0055] 铬是提高系泊链钢强度及淬透性的主要元素,并具有提高回火稳定性的作用。因 此铬含量不应低于〇. 60 %。由于Cr与Mo配合能够扩大贝氏体转变区域,提高贝氏体转变温 度,因此本发明钢的淬火组织主要是贝氏体,限制了马氏体的体积分数,加上其他元素的配 合,改变了高强链钢屈强比居高不下,质量效应大,性能变化对热处理工艺波动敏感,焊缝 性能波动大等难题。当铬含量高于3.5%,裂纹敏感性提高。
[0056] Cr在一定程度上可以提高本发明钢的耐蚀性。
[0057] Cr与Mn、Mo、Ni配合,可以稳定贝氏体相变,使淬火中马氏体相变为主的过程改变 为贝氏体相变为主,即提高相变温度,降低组织转变应力,从而降低裂纹敏感性和回火后获 得屈强比合格的性能。
[0058] Ni 0.4~4.50%
[0059] 根据船规,四级以上钢的镍含量不得小于0.20%。镍在闪光焊接时不易烧损,有利 于提尚焊缝的性能。但含量过尚增加成本,而且进一步提尚Ni量,钢的吸氛能力增加。本发 明钢规定添加0.4~4.50%Ni,镍的碳当量(Ceq)系数较低,必要时可以用于平衡Ceq,不使 Ceq过高。在提高淬透性的同时,保证基体良好的应变滑移能力,从而提高强度而不降低韧 性。Ni又是提高钢耐蚀性的元素。由于是少量Ni,也排除了 Ni提高应力腐蚀(SCC)敏感性的 可能影响。
[0060] Mo 0.35~0.75%
[0061]根据船规,R3S(三级半)以上系泊链钢的钼含量不得小于0.20%。钼推迟钢的铁素 体-珠光体转变,防止回火脆性,显著提高钢的冲击韧性,钼也可以提高钢的耐蚀性,并且是 闪光焊接时不易烧损的元素。另外钼与铬组合可以稳定贝氏体含量,控制贝氏体/马氏体比 例,提高相变温度,降低裂纹敏感性,并有利于性能的稳定和屈强比的控制。高于0.5%部分 的Mo形成M 2C型碳化物,作为氢陷阱,提高He。钼含量低于0.35%时,作用不足,而含量高于 0.75%时,有利作用超过峰值,而且价格昂贵增加钢材成本。Mo配合Cr提高钢的抗海水腐蚀 性能。
[0062] V0.05 ~0.25%
[0063]微合金元素 V的重要作用是多方面的,在工艺条件保证的前提下,钒既与Cr协同提 高钢的回火抗力,又以VC的析出强化基体,从而提高淬火钢的回火温度,获得合格的屈强 比、低热处理敏感性和抗EAC性能,提高钢的淬透性。本发明钢控制淬火-回火参数,形成1~ 4nm极限细小的VC。这些VC不仅是高能量的强氢陷阱,起限制扩散性氢脆化钢的作用,而且 提高微区屈服强度,减少微区应变(微屈服)导致的氢局部聚集,从另一方面降低HE敏感性。 钒小于0.12%,就本发明钢而言,上述作用不足;钒超过0.25%,对韧性、腐蚀等性能不利, 也增加成本。
[0064] Cu<0.50%
[0065] 铜在低含量时,其作用和镍相似,可以提高钢的强韧性,并且在低锡含量和加镍的 钢中,少量铜不会诱发表面热脆裂纹,却可以提高钢的大气耐候性,有利于链厂存储和计划 安排。不超过0.5%的铜提高钢的抗海水腐蚀性能。铜Ceq系数较低,价格比镍便宜,可以适 当利用。不过含量过高,可能降低链环表面氧化膜的致密性。
[0066] A1 0.01 ~0.06%
[0067] 铝是主要脱氧元素,能够形成A1N,细化晶粒,改善链条母材及焊缝处的综合力学 性能,也能够提高钢的耐蚀性能。铝不足0.01%时,作用不明显,铝超过0.06%时,铝的氧化 物夹杂增多,分别恶化母材和焊缝的冲击性能。
[0068] N< 0.006%
[0069] 钢中氮是不可避免的,形成六11^¥1他1可以防止应变时效,细化晶粒和/或 提高强度。但必须防止固溶氮过多,以至微合金氮化物析出影响热处理工艺性能和增加裂 纹敏感性。本发明将系泊链钢通常的N < 0.015%降低至< 0.006%。
[0070] Ti <0.002~0.10%
[0071]钛可以固定氮,其碳化物TiC作为强氢陷阱,有利于提高钢的He。另外,钛对钢锈层 粒子有一定程度的细化作用(日本钢铁协会会刊2012N〇llp778)。考虑大生产流程钛的带入 形成残余钛和加入过多不利浇铸等,本发明钛的上下限分别为0.002%和0.10%。
[0072] H< 0.00015%
[0073] 为了防止氢引起钢材缺陷,出钢时的氢量< 0.00015%。必须说明的是,通过制链 过程的控制,成品链的内在氢< 0.00001 %。实际上成品链的内在氢为〇.〇〇〇〇〇〇4~ 0.00001%。
[0074] 〇<〇.〇〇15%
[0075] 为降低氧化物夹杂级别和总量,规定了氧的上限。
[0076] Nb< 0.005~0.05%
[0077] 铌作为细化晶粒和延迟热乳再结晶元素加入,也有氢陷阱作用。其含量低了不起 作用,高了影响工艺控制和增加成本。上下限分别为0.005%和0.05%。
[0078] Ca 0.0005~0.004
[0079] 钙用于使MnS改性,改善钢和焊缝韧性。
[0080] REM0.10~0.025 %
[0081] 本发明为应对强度提高导致韧性不足的普遍规律,在细化晶粒的同时添加微量稀 土金属,净化钢质,进一步提高韧性和表面氧化膜的稳定性。
[0082] S< 0.005%
[0083] 实现钢的纯净化,防止作为点蚀坑形成的主要原因的MnS夹杂物的形成,同时在极 限低Mn条件下保证锰硫比Mn/S大于33,以防止形成可能导致热脆的FeS。
[0084] MnS在焊接区与轴向垂直,影响焊接区的韧性。限制硫量,减少硫化物夹杂和改善 耐蚀性能,同时降低EAC敏感性。钢中锰含量减少,硫的固溶限增加。
[0085] P0.006 ~0.025%
[0086]磷降低韧性但有利于钢的耐腐蚀性能,在存在0.035~0.075%钼的条件下,综合 考虑工业产品的成本,上下限分别为0.006%和0.025%。
[0087] Sb+As+Sn< 0.035%
[0088] 与硫、磷相似,锑、砷、锡等杂质元素也脆化原奥氏体晶界,降低韧性,含量多时还 可能引起热加工裂纹。虽然希望越低越好,考虑到工业产品的成本,其总量允许不超过 0.035%〇
[0089] 由此可见,本发明和原有技术比较,在利用合金元素的作用方面存在诸多特点。
[0090] 另外,本发明还提供了一种高性能海洋系泊链钢的制造方法,其包括如下步骤:
[0091] a)其出钢成分质量百分比为:C 0.12~0.24,Mn 0.10~0.55,Si 0.15~0.35,Cr 0.60~3.50,M〇 0.35~0.75,N< 0.006,Ni 0.40~4.50,Cu < 0.50,S< 0.005,P0.005~ 0.025,0 < 0.0015,H < 0.00015,余量为Fe和不可避免杂质。
[0092] b)按照上述出钢目标成分配比,采用电炉或转炉初炼,经炉外精炼,真空脱气后浇 注成钢锭或连铸坯;为保证钢的致密度,锭、坯的截面积与成品圆钢截面积之比(压缩比)大 于7,以利于钢材组织和性能的均匀;
[0093] c).连铸坯或钢锭浇注后热送加工或缓冷转移至热加工工序或200~700°C保温空 冷后再转移至热加工工序;
[0094] d)连铸坯或钢锭加热,加热炉初始温度< 900°C,升温速度< 150°C/h,至1100~ 1300°C后保温40分钟以上,然后可以按照以下3种方法任意一种加工成直径70~160mm的圆 钢:
[0095] d. 1)经初乳机开坯,缓冷;钢坯表面在800~500°C温度区间的冷却速度< 180°C/ h;如果初乳开坯后钢坯表面在800~500 °C温度区间的冷却速度>180°C/h,钢坯在24小时以 内加热乳制成品圆钢,否则2 600°C消应力处理;经初乳开坯后的初乳坯在1100~1250°C加 热后热乳成直径70~160mm的圆钢,终乳温度< 1050°C,乳后缓冷或2 600°C软化热处理; [0096] d. 2)初乳开坯后直接热送乳制成直径70~160mm的圆钢,终乳温度< 1050°C,乳后 缓冷或2 600 °C软化热处理;
[0097] d.3)连铸坯或钢锭锻制成直径70~160mm的圆钢,终加工温度< 1050 °C,随后缓 冷或2 600 °C软化热处理;
[0098] e)圆钢经砂轮磨剥和检查后,无深于0.20mm的表面缺陷即可。
[0099] 在本发明的一个优选实施例中,所述电炉或转炉初炼过程中使用的金属原料为铁 水、生铁、废钢、铁合金、海绵铁、金属氧化物、矿石中的一种或任意两种以上的混合。
[0100] 在本发明的一个优选实施例中,所述电炉或转炉初练、经炉外精炼,真空脱气后浇 注成钢锭或连铸坯的具体过程是:电炉或转炉加铁水、废钢_初炼吹〇-脱P-出钢-A1锭、Si-Fe脱0、Mn-Fe、Cr-Fe-LF位-升温-加精炼渣脱0,脱S-调整成分,加 V-Fe、Nb-Fe、M〇-Fe、Ni板-真空脱气-出真空-Ti丝,搅拌、镇静。REM(稀土)以包芯线的形式从结晶器喂入。REM金属丝 化学成分例(GB/T 4153-1993) :REM2 98%,Ce/REM2 45%。
[0101] 本发明钢在实际大生产过程中,除上述冶炼过程控制脱氧产物和硫化物夹杂物至 极低限,钢材的高倍夹杂物级别不超过GB/T 10561 0.5级外,同时防止低倍夹杂物卷入,即 防止钢包渣、中间包渣和结晶器渣的卷入,防止耐火材料受冲刷而剥离以及浇注中二次氧 化等。中间包系统结构合理。结晶器必须带电磁搅拌,浇注过程中采取全程保护浇注和应用 钢包下检测技术,保证钢质纯净。
[0102] 本发明钢在实际大生产过程中,为了防止锭、坯在冷、热装炉时的应力裂纹,连铸 坯或钢锭加热。加热炉初始温度< 900 °C,坯、锭加热升温速度< 150 °C/h;加热至1100~ 1300°C后保温40分钟以上,可以改善铸态组织,减轻成分偏析度;在此温度范围具有较佳的 高温塑性,不易产生高温热加工开裂;
[0103] 本发明钢在实际大生产过程中,终乳温度高于控制范围易导致乳制之后乳态晶粒 粗大,同时由于增加相变硬度,容易导致裂纹。终乳温度也不可过低,造成乳机负荷增大,乳 后缓冷或软化热处理,防止冷却裂纹。
[0104] 本发明钢在实际大生产过程中,力学性能试样取自离圆钢表面三分之一半径的位 置,与圆钢轴线平行。拉伸试样直径14mm,标距为5倍直径;冲击试样为标准V型缺口试样。
[0105] 再者,本发明还提供了一种使用上述高性能海洋系泊链钢制备的系泊链,该系泊 链使用上述高性能海洋系泊链钢制备而成。
[0106] 进一步,该系泊链使用上述高性能海洋系泊链钢制成的圆钢制备而成。
[0107] 还有,本发明还提供了一种高性能海洋系泊链的制备方法,其高性能海洋系泊链 是采用上述制备而成的圆钢经下料_加热-弯环-闪光对焊-编链而成,其中:编成的链条在 间歇式或立式连续式调质炉中进行热处理,热处理步骤是:首先进行至少一次淬火处理,每 次淬火温度920~1050°C,水冷,水温小于50°C ;淬火处理后再进行回火处理,回火温度为 600~690°C,水冷,水温小于50°C。
[0108] 所述淬火处理为两次淬火处理。
[0109] 由于现有技术中回火在连续炉内小于590°C保温,炉温往往不易稳定,因此本发明 设计的成分允许链在600°C以上回火。虽然现有船规允许的最低回火温度为570°C。
[0110]按照本发明的化学成分配比,以及本发明提供的制造方法,本发明系泊链钢的各 项技术指标均达到并超过R6级系泊链钢的要求。
[0111] 从力学性能对比可见,本发明在钢材直径范围很宽(70~160mm),整体热处理抗拉 强度、屈服强度均明显高于R5级标准的前提下,强度数据稳定,延伸率和断面收缩率均不低 于R5级的标准,屈强比不仅继续满足<0.92的要求,而且设定屈强比0.88的下限,高于船规 的一般规定,保证了链的破断负荷合格。本发明钢和链,其高强度-高塑性-高韧性指标2 666GPa%J(GPa%J是"超细混合组织高强度-高塑性-高韧性"新概念钢的性能指标,日本铁 钢协会会刊,2012Nol2,p852),而由R5级钢和链标准可知,其指标2 666GPa%J。因此可以看 出,本发明提升了系泊链钢的综合性能,对促进深海开发具有重要意义。从生产工艺来看, 本发明与原有对比专利也有所不同。本发明专利在本发明的成分配比情况下,规定了钢锭 或连铸坯的再加热制度和终乳温度,配合规定的钢锭或连铸坯的热加工压缩比,具有在顺 利热变形的同时改善组织致密性、均匀性提高耐蚀性参数和抗EAC能力。本发明钢的淬火-回火工艺也与现有介绍不同。尤其是提高回火温度的措施,除保证工艺的可操作性和和提 高抗EAC能力,其重要意义还在于与成分和其他工艺配合,解决超高强度链力学性能平衡和 稳定的难题。
[0112] 本发明的有益效果:
[0113] 本发明化学成分配比:压缩C的含量范围、尽量降低Mn含量,选择性地添加 P、Cu和 REM,化学成分经济,一方面保证了本发明系泊链的超高强韧性;另一方面控制了贝氏体/马 氏体组织的比例,保证满足屈强比要求,也提高了链成品耐蚀性和高抗EAC能力。
[0114] 本发明有多种细化晶粒的方法可供选择,晶粒细化是提高综合性能和降低EAC敏 感性的基本保证。
[0115]保证了符合钢锭(连铸坯)/成品钢材足够的断面压缩比,并辅以合理的热工参数, 改善钢材内部的致密性和均匀性,保证成品钢材的性能水平。
[0116]本发明钢材成分适合于制链后在现有装备上实施调质热处理工艺,进一步提高回 火温度是本发明的主要特点之一,可以稳定性能和降低EAC敏感性,保证系泊链最终获得稳 定而优良的综合性能。
[0117]合理的化学成分配比和制造工艺使得钢的性能指标明显提升,实现本发明系泊链 钢的超高强韧性,达到R6级系泊链钢的要求,本发明系泊链钢(巾70~160mm)的整体力学性 能为:抗拉强度〇b 2 lllOMpa,延伸率S 2 12%,断面收缩率50%,冲击功Akv(-20°C) 2 50J,尤其是保证了屈强比0.92~0.88的要求和作为材料常数,Hc3.8ppm,是对比例的9.5倍 以上。
[0118] 综上所述,本发明通过基本研究和R3、R4、R5钢-链生产的数据的积累,设计了 R6级 钢合金成分及其制造工艺,达到了系泊链整体热处理后的超高强韧性。其特点是控制了贝 氏体/马氏体组织的比例,在满足屈强比0.88~0.92要求的同时,降低了裂纹敏感性和减少 了热处理、尺寸(质量)、焊缝对力学性能的影响,改善了系泊链的工艺性能和保证了使用的 安全性;也提高了链制品的耐候性和耐蚀性;使得系泊链钢和系泊链的性能指标全面提升; 化学成分经济。
附图说明
[0119] 图1为本发明R6级系泊链的CCT(连续冷却转变)曲线示意图。
[0120] 图2为图1所示的本发明R6级系泊链的CCT(连续冷却转变)曲线的室温组织及说明 示意图。
具体实施方式
[0121] 本发明实施例1至实施例4和对比例A、B、C、D的成分见表8,本发明实施例1至实施 例4和对比例A、B、C、D的热处理工艺、力学性能及EAC见表9。
[0122] 对比例A碳超低,回火温度调至低限以下,虽然强度达标强度,屈强比超标,韧性也 不合格;
[0123] 对比例B钒超高,塑性和韧性降低,不合格;
[0124] 对比例C铬超高,Mo、V超低,屈强比超标,由于锭/材,截面积比低,韧性也不合格, He降低,裂纹敏感性高;
[0125] 对比例D碳超高,韧性不合格,裂纹敏感性高。
[0126] 需要说明的是,如果降低上述R5级链的回火温度,提高其抗拉强度至lllOMPa以上 的水平,则屈强比将超过〇. 92,EAC也提高。
[0127] 表8和表9的本发明实施例1至实施例4和对比例A、B、C、D的系泊链钢的制备方法如 下:
[0128] a)按照上述出钢目标成分配比,采用电炉或转炉初炼,经炉外精炼,真空脱气后浇 注成钢锭或连铸坯;为保证钢的致密度,锭、坯的截面积与成品圆钢截面积之比(压缩比)大 于7,以利于钢材组织和性能的均匀;
[0129] b).连铸坯或钢锭浇注后热送加工或缓冷转移至热加工工序或200~700°C保温空 冷后再转移至热加工工序;
[0130] c)连铸坯或钢锭加热,加热炉初始温度< 900°C,升温速度< 150°C/h,至1100~ 1300°C后保温40分钟以上,然后可以按照以下3种方法任意一种加工成直径70~160mm的圆 钢:
[0131] c. 1)经初乳机开坯,缓冷;钢坯表面在800~500°C温度区间的冷却速度< 180°C/ h;如果初乳开坯后钢坯表面在800~500 °C温度区间的冷却速度>180°C/h,钢坯在24小时以 内加热乳制成品圆钢,否则2 600°C消应力处理;经初乳开坯后的初乳坯在1100~1250°C加 热后热乳成直径70~160mm的圆钢,终乳温度< 1050°C,乳后缓冷或2 600°C软化热处理;
[0132] c. 2)初乳开坯后直接热送乳制成直径70~160mm的圆钢,终乳温度< 1050°C,乳后 缓冷或2 600 °C软化热处理;
[0133] c.3)连铸坯或钢锭锻制成直径70~160mm的圆钢,终加工温度< 1050°C,随后缓冷 或2 600 °C软化热处理;
[0134] d)圆钢经砂轮磨剥和检查后,无深于0.20_的表面缺陷即可。
[0135] 电炉或转炉初炼过程中使用的金属原料为铁水、生铁、废钢、铁合金、海绵铁、金属 氧化物、矿石中的一种或任意两种以上的混合。
[0136] 电炉或转炉初练、经炉外精炼,真空脱气后浇注成钢锭或连铸坯的具体过程是:电 炉或转炉加铁水、废钢_初炼吹〇-脱P-出钢-A1锭、Si-Fe脱0、Mn-Fe、Cr-Fe-LF位-升温-加精 炼渣脱0,脱S-调整成分,加¥46、恥461〇46、附板-真空脱气-出真空-11丝,搅拌、镇静。 REM(稀土)以包芯线的形式从结晶器喂入。REM金属丝化学成分例(GB/T 4153-1993) :REM2 98%,Ce/REM2 45%。
[0137] 表8和表9的本发明实施例1至实施例4和对比例A、B、C、D的高性能海洋系泊链是采 用上述制备而成的圆钢经下料-加热-弯环-闪光对焊-编链而成,其中:编成的链条在间歇 式或立式连续式调质炉中进行热处理,热处理步骤是:进行两次淬火处理,每次淬火温度 920~1050°C,水冷,水温小于50°C ;淬火处理后再进行回火处理,回火温度为600~690°C, 水冷,水温小于50 °C。
[0138] 参见图1和2,申请人将本发明的R6级链在工程应用的尺寸范围加热后冷却,室温 组织以稳定的贝氏体(B)为主,近400°C,即较高温度转变。本发明钢的贝氏体组织由上贝氏 体(BU)和下贝氏体(BL)组成,间或含有马氏体(M),一般不超过5%;
[0139] 现有的R4级链在工程应用的尺寸范围内加热后水冷,室温组织以马氏体为主,近 300°,即较低温度转变。M-般多于90%。
Figure CN103667953BD00151
Figure CN103667953BD00161

Claims (7)

1. 一种高性能海洋系泊链钢,其特征在于,其成分质量百分比为:c Ο . 12~Ο . 24,Mn 0.10~0.55,Si 0.15~0.35,Cr 0.60~3·50,Μ〇 0.35~0.75,N<0.006,Ni 0.40~4.50, Cu《Ο · 50,S < Ο · 005,PO · 005~Ο · 025,Ο < Ο · 0015,Η < Ο · 00015,余量为Fe和不可避免杂质; 该系泊链钢制成的R6级系泊链整体热处理后在三分之一半径处基体的性能为:抗拉强度 (Rm) 2 lllOMpa,屈强比(YR)0.88~0.92,延伸率(A) 2 12%,断面收缩率(Z) 2 50%,-20°C 的冲击功(Akv) 2 50J,强度-塑性-韧性的乘积Rm*A*Akv 2 666Ga% J;所述系泊链钢的常数: He > 3.5ppm,Kiscc > 60kgf/mm3/2; 高性能海洋系泊链钢的制造方法,包括如下步骤: a) 其出钢成分质量百分比为:C 0.12~0·24,Μη 0.10~0.55,Si 0.15~0.35,Cr 0.60 ~3·50,Mo 0·35~0·75,N < 0·006,Ni 0·40~4·50,Cu < 0·50,S < 0·005,P0·005~0·025,0 < 0.0015,H < 0.00015,余量为Fe和不可避免杂质; b) 按照上述出钢目标成分配比,采用电炉或转炉初炼,经炉外精炼,真空脱气后浇注成 钢锭或连铸坯;锭、坯的截面积与成品圆钢截面积之比大于7; c) .连铸坯或钢锭浇注后热送加工或缓冷转移至热加工工序或200~700°C保温空冷后 再转移至热加工工序; d) 连铸坯或钢锭加热,加热炉初始温度< 900 °C,升温速度< 150°C/h,至1100~1300°C 后保温40分钟以上,然后按照以下3种方法任意一种加工成直径70~160mm的圆钢: d. 1)经初乳机开坯,缓冷;钢坯表面在800~500°C温度区间的冷却速度< 180°C/h;如 果初乳开还后钢还表面在800~500 °C温度区间的冷却速度>180 °C/h,钢还在24小时以内加 热乳制成品圆钢,否则2 600°C消应力处理;经初乳开坯后的初乳坯在1100~1250°C加热后 热乳成直径70~160mm的圆钢,终乳温度< 1050°C,乳后缓冷或2 600°C软化热处理; d. 2)初乳开坯后直接热送乳制成直径70~160mm的圆钢,终乳温度< 1050°C,乳后缓冷 或2 600 °C软化热处理; d. 3)连铸坯或钢锭锻制成直径70~160mm的圆钢,终加工温度< 1050°C,随后缓冷或2 600 °C软化热处理; e) 圆钢经砂轮磨剥和检查后,无深于0.20_的表面缺陷即可。
2. 如权利要求1所述的高性能海洋系泊链钢,其特征在于,所述高性能海洋系泊链钢还 包括¥、六1、仙、11、0&、1^中的一种或一种以上微合金化元素,其含量为¥0.05~0.25,八1 0.01~0.06,NbO.005~0.05,TiO.002~0.10,CaO.005~0.004,REO.010~0.025,Sn+Sb+As <0.035,均以质量百分比计。
3. 如权利要求1所述的高性能海洋系泊链钢,其特征在于,所述电炉或转炉初炼过程中 使用的金属原料为铁水、生铁、废钢、铁合金、海绵铁、金属氧化物、矿石中的一种或任意两 种以上的混合。
4. 一种高性能海洋系泊链,其特征在于,该系泊链使用权利要求1所述的高性能海洋系 泊链钢制成的圆钢制备而成。
5. 如权利要求4所述的高性能海洋系泊链,其特征在于,所述高性能海洋系泊链钢还包 括¥^1、恥、1^、0&、1^中的一种或一种以上微合金化元素,其含量为¥0.05~0.25 410.01 ~0.06,NbO.005~0.05,TiO.002~0.10,CaO.005~0.004,REO.010~0.025,Sn+Sb+As < 0.035,均以质量百分比计。
6. -种权利要求4或5高性能海洋系泊链的制备方法,其特征在于,所述高性能海洋系 泊链是采用权利要求1所述的高性能海洋系泊链钢制成的圆钢经下料-加热-弯环-闪光对 焊-编链而成,其中:编成的链条在间歇式或立式连续式调质炉中进行热处理,热处理步骤 是:首先进行至少一次淬火处理,每次淬火温度920~1050°C,水冷,水温小于50°C ;淬火处 理后再进行回火处理,回火温度为600~690°C,水冷,水温小于50°C。
7. 权利要求6所述的制备方法,其特征在于,所述淬火处理为两次淬火处理。
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