CN108603256A - 一种钢，焊接耗材，铸造、锻制或锻造产品，一种焊接方法，焊接产品以及热处理方法 - Google Patents

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Abstract

一种钢含有以质量％计：0.005～0.015％的碳；0.05～0.35％的硅，7.45～8.4％的镍；1.00％或更少的锰；0.025％或更少的硫；0.030％或更少的磷；24.0％～26.0％的铬；0.50～1.00％的铜；3.0～4.0％的钼；0.002～0.010％的铌；0.75％或更少的钴；0.015％或更少的铝；0.20～0.30％的氮；0.50～0.85％的钨；余量是铁和不可避免的杂质。

Description

一种钢，焊接耗材，铸造、锻制或锻造产品，一种焊接方法，焊 接产品以及热处理方法
本发明涉及一种钢、焊接耗材、铸造、锻制或锻造产品、焊接方法、焊接产品和热处理方法。具体地说，本发明涉及钢，如落入2013年12月1日ASTM A995-13Gr 6A指定的那些钢，以及适用于焊接这种钢和类似钢的焊接耗材以及无论焊接与否都适用于这种钢的热处理。
ASTM A995-13Gr 6A，2013年12月1日(6A)是25％铬超级双相不锈钢(主要包含铁素体和奥氏体)。这种超级双相钢已经制造了40多年。与传统的18/8/3不锈钢(如316)或铸造版ASTM A351CF8M相比，超级双相不锈钢广泛用于要求更高强度和耐腐蚀性的场合。
传统上CF8M一直还用于低温应用，例如液化天然气(liquefied natural gas，LNG)设施。这是因为CF8M即使在厚壁截面也能提供低至-196℃的良好冲击性能，而超级双相不锈钢如ASTM A995-136A，2013年12月1日传统上只有低至-46℃的合理冲击性能，并且即便如此也不是在壁厚为200mm或甚至250mm和更大的非常厚的壁部件中的1/2厚度(T1/2)处。
正是出于这个原因，6A级的Norsok规格M630只需要在-46℃下进行冲击测试，并且要满足生产铸件的下列条件。
Norsok M630材料数据表MDS-D56：45J平均值/35J单个最小值，在-46°1/4厚度(T1/4)下。
Norsok编写了许多材料规格，具有在全球范围内研究的最佳实践是什么和从高质量的制造商那里可获得的是什么。Norsok规格被许多冶金学家和工程设计人员所使用，特别是在石油和天然气行业，作为对于在不同合金中什么冶金性能可以实现的权威指南。
许多25％Cr超级双相不锈钢铸件已经制造了40多年。然而，与Norsok规格中规定的冲击性能相比，不可能保证在-46℃下的更高的冲击性能，并且即便如此也不是在厚壁组件中(例如，具有超过150mm或超过200mm或超过250mm的厚度)。
本发明涉及特定化合物以用于ASTM A995-13Gr 6A(2013年12月1日)类型的超级双相合金，其在-46℃下始终提供比Norsok规格高150％的优越冲击性能，并且还提供-101℃下可接受的冲击性能(45J Av/35J Min)。
ASTM A488焊接鉴定标准没有提到深度冲击试验(即通过焊缝的深度)，几乎所有的焊缝金属(weld metal)的冲击试验通常在焊帽附近进行，而不是在焊缝根部进行。
正是由于这个原因，厚双相焊缝的冲击性能的知识较少。通过使用商业上可用的双相焊丝或电极的广泛测试程序产生的数据已经表明，从焊帽开始的测试越往下进行，在-46℃下焊后溶液处理的铸件中的焊缝金属的冲击性能严重降低。在50毫米和100毫米深度之间的冲击性能是不可接受的，因为它们通常是个位数。
当应用于25％Cr超级双相合金的电焊条时，采用与本发明钢中所确定的相同或相似的化学限制，还大大增强了比焊帽深25mm的焊缝金属中的冲击性能。
本发明提供了一种钢，其包含或由以下组成，以质量％计：0.005-0.015％的碳；0.05-0.35％的硅，7.45-8.4％的镍；1.00％或更少的锰；0.025％或更少的硫；0.030％或更少的磷；24.0％-26.0％的铬；0.50-1.00％的铜；3.0-4.0％的钼；0.75％或更少的钴；0.010％或更少的铌；0.015％或更少的铝；0.20-0.30％的氮和0.50-0.85％的钨；余量为铁和不可避免的杂质。
采用本发明的特定化学成分控制本发明的C、Si、Ni、Nb和W(以最小化σ相的存在)导致以下结果：
1)ASTM A995-13 6A(2013年12月1日)中的冲击性能，在-46℃时，在200mm厚的截面的1/4和1/2T处达到和超过140J平均值/100J单个最小值(140J average/100J singleminimum)，并且仍然达到ASTM规范中规定要求的屈服(Yield)、极限拉伸强度(UTS)、伸长率和腐蚀性能。
2)ASTM A995-13 6A(2013年12月1日)中-101℃下，200毫米厚截面的冲击特性始终达到45J平均值和35J最小值。
这种水平的机械性能和安全裕度在历史上一直不可能在一致的基础上用厚壁铸件实现。
3)如果对焊接耗材(例如填充焊缝金属和电焊条)施加比ASTM规范更严格的相同或相似化学限制，则在200mm厚的超级双相不锈钢(例如ASTM A995 6A)的100m深焊缝处，将在焊后热处理(固溶化和水淬)或在焊接状态条件下提供在-46℃下整个焊缝截面厚度高达100J平均值/80J单个值的冲击性能。
因此，本发明提供了一种焊接耗材，其包括或由以下组成，以质量％计：0.015％或更少的碳；0.05-0.35％的硅，7.45-10.5％的镍；2.00％或更少的锰；0.025％或更少的硫；0.030％或更少的磷；24.0-27.0％的铬；0.00-1.00％的铜；3.0-4.5％的钼；0.75％或更少的钴；0.010％或更少的铌；0.015％或更少的铝；0.20-0.30％的氮；0.00-1.00％的钨；余量为铁和不可避免的杂质。
本发明还提供了钢或焊接耗材在液化石油气(LPG)设施中的用途。
本发明进一步提供了一种对处于焊接或未焊接状态的双相不锈钢的铸造或锻制或锻造产品进行热处理的优选方法，包括：将产品的温度升高至1100-1150℃之间的第一温度并保持在所述第一温度下；将产品的温度降低至1040-1070℃之间的第二温度并保持在所述第二温度；并从第二温度将产品在水中淬火。仅通过将铸件的温度升高至1100-1150℃之间的第一温度并保持在第一温度，就可以更常规地热处理所述铸件或锻件。这两个循环也适用于焊接铸件。
与本发明相关的热处理可以应用于本发明的钢和本发明的焊接耗材以及其他超级双相不锈钢。控制与ASTM热处理的不同之处在于1120℃保温以使得铸件热透(最大铸件横截面每英寸约1小时)，随后将温度降至1050℃并保持更长时间(例如5小时)，然后进行水淬。
采用这种热处理工艺，或者在焊接完全不进行焊后热处理的情况下，用增强型化合物，仍然会产生比标准高大约50％的冲击性能，但本发明的阶梯热处理进一步改善了本发明的基体金属/钢和由本发明的焊接耗材制成的焊缝的冲击性能。
本发明的双相不锈钢在热处理状态下的铸件中具有高冲击性。已经热处理的铸件可以用本发明的化合物的填料或棒焊接，不经过焊后热处理，并且在基体铸造金属和焊缝金属两者中仍然具有优异的抗冲击性。优异的抗冲击性和耐腐蚀性被认为是钢的微观结构中的σ相的体积分数较低的结果。σ相是一种金属间化合物，除了奥氏体和铁素体以外，还可以存在于双相不锈钢中，其与碳化物、氮化物等一起构成了所述微观结构的其余部分。大量的σ相的缺少也意味着大型铸件在热处理过程中不会因温度升高或降低而开裂。以前，即使超级双相大型铸件缓慢升温，也会导致铸件开裂。
现将参照以下附图通过非限制性示例来描述本发明。
图1是ASTM A995-13Gr 6A(2013年12月1日)钢的成分范围表；
图2是本发明实施例和比较例的成分和冲击强度表；
图3是本发明实施例的成分和冲击强度表；
图4是焊接耗材成分实例的表；
图5是200mm焊接测试板尺寸的示意图；
图6是示出由图4中的焊接耗材制成的焊缝的冲击结果的表格；
图7是示出焊接状态条件下本发明的焊接耗材与传统焊接耗材相比抗冲击性的改进的柱状图；和
图8是示出焊后热处理条件下本发明焊接耗材与传统焊接耗材相比抗冲击性的改进的柱状图。
本发明涉及组成落入ASTM A995-13Gr 6A(2013年12月1日)中的钢，其具有更严格的组成以增加耐低温冲击性，特别是在厚的截面中和在高的深度处，同时保持ASTM A995-13Gr 6A(2013年12月1日)的其它物理要求，如屈服、极限拉伸强(UTS)、伸长率和耐腐蚀性。据认为，与ASTM A995-13Gr 6A(2013年12月1日)中的其它钢相比，本发明的钢也具有改善的耐腐蚀性。还获得了改进的耐腐蚀性。
在本发明中，与ASTM A995-13双相6A级(2013年12月1日)相比，硅含量相对有限和/或镍含量相对升高，以及特定量的碳和钨，并结合限制铌和铝的量，带来改进的性能，认为至少部分归因于在标称1120℃下固溶热处理之后淬火期间形成的σ相的存在的减少。
现在将描述与ASTM A995-13Gr 6A(2013年12月1日)相比，限制本发明的双相不锈钢的化学组成的原因。省略了与ASTM标准没有变化的添加效果的解释。
除非另有说明，所有百分比均为重量百分比。术语“由......组成”在本文中用于表示提及100％的组合物，并且排除附加组分的存在，使得百分比加起来为100％。
碳(C)
碳对稳定奥氏体相是有效的。优选量为0.005％或更多。但是，由于其在铁素体和奥氏体中的溶解度有限，所以碳的量受到限制。由此将碳的量限制为0.020％，即0.005-0.020，降低了碳化物沉淀，特别是碳化铬沉淀的风险。实验表明，限制碳甚至进一步带来更高的抗冲击性。在本发明中，将碳限制在0.015％或更少，优选0.0145％或更少。特别是对于焊接耗材(例如焊条)，优选较低含量的0.0145％或更少的碳。
硅(Si)
硅作为脱氧剂存在。0.05％或更多，优选0.1％或更多的硅的最少量实现了充分的脱氧。但是，硅的存在会导致不需要的金属间相(包括σ相)的沉淀。因此，硅的量限制在0.35质量百分比，但优选为0.30％，以及优选为0.25％。已经发现，对于较高含量的硅，如下述实施例所示，可以通过高镍组分将硅在铸件中的存在减少到一定程度。优选将硅的量限制为0.30％或甚至0.25％，从而降低σ相沉淀的机会。用低硅含量(0.35％或更少，或者优选0.30％或更少以及优选0.25％或更少)与7.45-8.4％或优选7.5-8.4％，更优选7.8-8.4％并且更优选8.05至8.4％，最优选8.1至8.4％的高镍含量相结合获得最佳性能。7.45％到低于7.8％的镍含量实现了高冲击性能，但冲击性能在7.8％或更多镍时可进一步提高。
镍(Ni)
镍是一种奥氏体稳定元素。实验表明，镍含量的增加改善抗冲击性。在硅的存在被限制在0.35％或更少的情况下，7.45％的镍的最小量带来高抗冲击性。即使在硅含量高达0.45％的相对高水平下，7.8％的镍最低量也能实现高抗冲击性。然而，无论硅的含量如何，在7.45％-8.4％，优选7.5％-8.4％，更优选7.8-8.4％，甚至更优选8.05-8.4％，最优选8.10-8.4％的镍含量下获得最佳结果。
铌(Nb)
在ASTM A995-13(2013年12月1日)的标准中未涉及铌。然而，如本发明人发现的，铌通过形成碳化物和/或氮化物而不利于冲击性能。铌对氮具有高亲和力，因此更具体地形成与存在于钢中作为刻意的的合金元素的氮结合的氮化物。铌优选以0.002％或更多或0.003％或更多的量存在。然而，如所附实施例所示，铌的存在量大于0.017％会导致钢的冲击强度降低。因此，为获得最佳性能，铌含量限制在0.010％。与大多数制造的钢相比，0.010％或更少的铌含量，与大多数钢制造相比，是非常低的，通常其含量为至少0.015％直到0.03％，但由于在这些浓度下铌的普遍存在，通常无法控制或报告精确含量。ASTM规范对铌的含量没有任何限制。为了实现低铌浓度，需要氩氧脱碳(argon oxygendecarburization，AOD)精炼或纯铬的感应熔炼以及使用ARMCO。在AOD中，精炼温度和硅浓度受到控制，同时吹氧以去除铌而不去除其他元素。使用AOD工艺的优点是可以使用废金属(例如不锈钢、金属板等)来降低原材料的成本。对于感应熔炼废金属可能无法使用，因为废钢含有过多的铌，因此需要购买昂贵的原材料。
钨(W)
钨提高耐腐蚀性，特别是抗点蚀和缝隙腐蚀。在本发明中，钨的量在0.50-0.85％之间，如实验所示，这提供了在低温下良好抗冲击性的最佳范围。钨的量优选为0.64-0.84％或0.66-0.84％。
铝
ASTM A995-13(2013年12月1日)的标准中没有涉及铝。但是，为了减少氮化铝的沉淀，应该限制铝的量，其存在会导致耐腐蚀性和韧性的损失。因此，铝的量限制在0.015％或更少，优选为0.010％或更少。
硫
优选低于ASTM规范允许的硫含量，以避免钢中硫化物的形成并因此提高抗冲击性。硫含量为0.010％或更少是优选的。
钴
钴通常存在于源镍中，由于两种元素一起被发现。钴的表现与镍相似，因此可以以0.75％或更少，优选0.60％或更少，更优选0.50％或更少，最优选0.20％或更少的量存在。
可能存在附带的杂质，优选最高达0.20％。钒可被视为附带的杂质。钒的含量优选为0.10％或更少。
σ相的存在会对抗冲击性产生不利影响。因此，根据ASTM A9232014(优选ASTMA923-14方法C)中的任何程序测量的钢中体积分数σ相低于0.25％，优选低于0.1％，最优选无可检测的σ相。
优选的钢
优选的钢包括或由以下组成，以质量％计：0.005-0.015％的碳；0.05-0.35％(或优选0.30％)的硅，7.45-8.4％的镍(优选7.8-8.4％的镍)；1.00％或更少的锰；0.025％或更少的硫；0.030％或更少的磷；24.0％-26.0％的铬；0.50-1.00％的铜；3.0-4.0％的钼；0.75％或更少的钴；0.010％或更少铌；0.015％或更少的铝；0.20-0.30％的氮和0.50-0.85％的钨；余量是铁和不可避免的杂质。甚至更优选地，优选的钢包括或包含0.25％或更少的硅和/或0.0145％或更少的碳和/或8.0％或更多的镍和/或8.05％或更多的镍和/或0.010％或更少的硫和/或0.002％或更多的铌和/或0.003％或更多的铌。
优选的焊接耗材
优选的焊接耗材包括或由以下组成，以质量％计：0.015％或更少的碳；0.05-0.35％(或优选0.30％)的硅，7.45-10.5％的镍(优选7.8-10.5％镍)；2.00％或更少的锰；0.025％或更少的硫；0.030％或更少的磷；24.0-27.0％的铬；0.00-1.00％的铜；3.0-4.5％的钼；0.75％或更少的钴；0.010％或更少的铌；0.015％或更少的铝；0.20-0.30％的氮和0.00-1.00％的钨；余量是铁和不可避免的杂质。甚至更优选地，优选的焊接耗材包括或包含0.25％或更少的硅和/或0.0145％或更少的碳和/或8.0％或更多的镍和/或8.05％或更多的镍和/或9.1％或更多的镍和/或9.3％或更多的镍和/或9.4％或更多的镍和/或0.010％或更少的硫和/或0.002％或更多的铌和/或0.003％或更多的铌。
实施例
制备具有图2所示化学组成的超级双相不锈钢。制备200毫米厚的铸件。将这些铸件在1120℃下热处理一段时间使其热透(例如每英寸厚度1小时)，在温度降至1050℃之前，保持5小时，然后进行水淬。在实施例3的情况下，铸件厚度为150毫米。
热处理被设计为使得所有的σ相都在1120℃的奥氏体和铁素体相中溶解。然后将温度降1050℃，恰好高于σ的固溶温度，从而可以在全部铸件厚度实现最大冷却速率，从而在冷却过程中尽可能避免σ和氮化物沉淀。
夏比冲击试验采用根据ASTM E23标准“金属材料缺口冲击试验方法”修订版2012-C的10mm×10mm×55mm的试样，在-46℃和半厚度下实施，结果见图2。
从图2可以看出，表1中的所有实施例的组成都落入ASTM A995 Gr 6A(2013年12月1日)中。然而，只有那些实施例，即将碳浓度限制在0.02％以下，硅浓度限制为0.05-0.35％，其中镍浓度为7.10-8.4％或硅浓度为0.05-0.45％和镍浓度为7.8-8.4％，铌含量为0.017％或更少，铝含量为0.015％或更少并且0.50-0.85％的钨组分，实现了平均冲击强度高于120焦耳和至少三次测试高于108焦耳。钒作为附带杂质存在。钴含量低于0.75％。钴是存在的，因为通常与镍源一起存在。
在本发明中，根据ASTM E23，2012-C在-46℃下测量的1/2T处的平均冲击强度(对于200mm厚的产品)优选为至少100J，并且至少三次测试为80J或更高。
实施例2-4在冲击强度方面表现最佳，并且它们具有0.05-0.35％的硅浓度以及7.8-8.4％的镍浓度。实施例2和4具有最好的性能并且落入最优选的组成中，其中碳含量等于或低于0.015％，硅低于0.30％和至少7.8％Ni。实例5具有分别为0.014％和0.33％的低碳和硅浓度以及7.46％的相当高的镍浓度，该组合物产生121焦耳的冲击强度，其优于具有较高碳浓度的实施例1。
实施例6-11在组成上落在本发明的范围之外并且具有低于80焦耳的抗冲击性。然而，即使这些例子也表现出与迄今为止用6A钢达到的抗冲击性相比增加的抗冲击性。
实施例6具有0.33％的低硅浓度，但由于其7.09％的低镍浓度，仅具有75焦耳的冲击强度。
实施例8-11均包括硅和镍，其含量落在本发明的范围之外并带来62和72焦耳之间的低冲击强度。
实施例12与90焦耳的实施例1-5相比具有相对较低的冲击强度。然而，实施例12单步执行热处理，在1120℃下进行固溶热处理10小时，然后进行水淬。这被认为是与实施例1-5相比抗冲击性较低的原因，虽然实施例12的抗冲击性优于实施例6-11，实施例6-11落入优选组成之外但其确实应用本发明的两步热处理。图2表现最好的实施例(实施例2-5和12)都具有0.015％或更少的碳，0.35％或更少的硅，0.010％或更少的铌和7.45％或更多的镍。
实施例12显示了通过应用本发明的两步热处理获得的抗冲击性的提高，并且还显示了即使在常规热处理下本发明的钢组合物也实现了抗冲击性方面的益处。
因此，本发明的热处理方法是两阶段热处理，包括将铸件的温度升高至σ相溶解在奥氏体相和铁素体相中的第一温度。第一温度在1100-1150℃的范围内。铸件在第一温度下保持足够长的时间以使铸件被热透，使得整个铸件达到第一温度。作为一个例子，铸件可以以铸件(最大)用英寸表示的厚度除以2，优选除以1(即每英寸厚度1小时)的以小时计的最短时间保持第一温度。然后将铸件的温度降低到正好在σ相的固溶点之上的第二温度。只要第二温度高于σ溶线温度(sigma solvus temperature)，第二温度可以在1040-1070℃的范围内。铸件在该温度保持足够长的时间以使温度稳定。作为一个例子，铸件可以以铸件(最大)用英寸表示的厚度除以4，优选除以2(即每英寸厚度半小时)的以小时计的最短时间保持在第二温度。例如铸件在该温度保持3小时或更长时间，例如5小时。在第一和第二温度的各温度下花费的时间优选地被限制以避免晶粒过度生长。在第一和第二温度花费的时间优选不超过上述最大的最短时间量的两倍。
图3显示了基于图2的结果的进一步实验的结果。图3包括不同铸造尺寸和不同温度下的腐蚀测试、极限拉伸强度(UTS)和屈服强度的结果以及冲击测试结果。除了在图3中详细描述的冲击测试的铸件组成、尺寸和温度之外，制造和测试铸件的方式与参考图2的实例1-11所解释的相同。
实施例E具有接近于实施例4的组成，并且在所有温度下在50和100mm 1/2T的抗冲击性方面表现良好。因此，实施例2和4以及A-E显示，将硅限制到0.30％，碳到0.015％并且具有至少7.8％的镍和铌低于0.010％，产生非常好的冲击性能。然而，实施例A、B、C和D(具有进一步有限的碳和硅浓度)在这方面表现更好，而在其他测试区域中的性能没有损失。
实施例A-D表明，通过ASTM E23，2012-C在-46℃下测量的对于截面尺寸至少50毫米直到150毫米(预计在200毫米)的1/2T平均冲击强度可以达到140J或更高，并且这些测试中的最小值为105J或更高。在-76℃时，可以实现平均值至少为90J，最小值为65J或更大，-101℃时可以实现平均值至少为60J，最小值为45J。
如在“Forging ahead with improvements in impact properties andcorrosion resistance”，S.Roberts中所报道的，对落在本发明范围之外的常规6A化合物测量的60℃下的腐蚀结果对照24小时内失重为8-65g/m2的重量损失，ASTM A995Gr 6A要求在50℃下的重量损失小于4g/m2，这很容易通过本发明实现。
超级双相不锈钢大型铸件通常需要焊接。这或者将部件(或部件的一部分)连接在一起，或者可能更常见地作为铸件缺陷的焊缝修复。如别处所述，之前没有对大厚度焊缝的抗冲击性进行过调查，因为相关的ASTM标准不需要测试大厚度下的焊缝。试验表明，使用现行焊条的6A双相中的深度焊缝，对于200mm截面厚的铸件中的100mm深度的焊缝的高深度处(例如25mm、50mm、75mm和98.5mm)，实现了非常低的抗冲击性。通常这种焊缝在-46℃这种深处只达到几十焦耳的冲击强度，并且不一定贯穿焊缝的深度和/或宽度。
本发明人发现，当焊接6A钢时，通过将本发明钢的组成应用于焊接耗材中，高深度处和整个焊缝宽度上的抗冲击性大大提高。事实上，似乎在更高的镍浓度和更少的碳浓度下可以获得更好的焊缝冲击性能。这确保了在焊接状态下的平衡铁素体。因此，本发明允许焊接耗材具有除了高达10.5％(优选高达10.0％)的镍含量并将碳限制到0.015％或更少，优选0.0145％或更少的本发明的钢组成。在一个实施例中，焊接耗材具有8.05％或更多的镍，优选8.1％或更多的镍，更优选9.1％或更多的镍，还更优选9.3％或更多的镍，并且最优选9.4％或更多的镍。进一步认为镍浓度的增加可使σ形成最小化。在一个与基体金属相比的实施方式中，锰的量可以增加到高达2.00％，因为这可以改善可焊性。在一个实施例中，与基体金属相比，允许减少量的铜和钨(分别为0.00-1.00％和0.00-1.00％)以考虑不与任一元素合金化的2507型焊接耗材。与基体金属相比，在实施例中允许更多的铬(24.0-27.0％)和/或更多的钼(3.0-4.5％)以考虑焊缝金属规格中的组成平衡调整。
图4显示了示例焊接耗材的组成。该焊接耗材用于填充200mm测试板中的100mm深槽，其尺寸如图5所示。图6显示了焊接条件(顶部)和焊后热处理条件(与上述铸件相同的条件，即1120℃，然后1050℃，然后水淬火)下在不同焊缝金属深度进行冲击测试的结果。结果表明，本发明的焊接耗材在焊接状态下产生非常高的抗冲击性，并且在热处理状态下抗冲击强度虽然稍低，但仍可接受。
图7是柱状图，显示了对于根据本发明的焊接耗材(填料)(最好结果)，与镍超合金化的传统焊接耗材(中间结果)以及具有落入ASTM规范的组合物的常规焊接耗材(最坏结果)，在-46℃下对于100mm深的焊缝(所述焊缝在200mm×330mm的长条块中宽度为90mm)在焊缝中心的不同深度(25mm、50mm和98.7mm)的y轴上的焊后冲击能量J。两种常规填料的组成如下：
图8与图7相同，除了样品处于焊后热处理状态，即每英寸厚度1120℃固溶处理1小时，然后是1050℃直至均衡，然后进行水淬。图7和8中的结果显示了本发明相对于常规焊接耗材的抗冲击性的改进。

Claims (45)

1.一种钢，含有以质量％计：0.005～0.015％的碳；0.05～0.35％的硅，7.45～8.4％的镍；1.00％或更少的锰；0.025％或更少的硫；0.030％或更少的磷；24.0％～26.0％的铬；0.50～1.00％的铜；3.0～4.0％的钼；0.010％或更少的铌；0.75％或更少的钴；0.015％或更少的铝；0.20～0.30％的氮；0.50～0.85％的钨；余量是铁和不可避免的杂质。
2.根据权利要求1所述的钢，包含7.5％或更多的镍，优选7.8％或更多的镍，最优选8.00％或更多的镍。
3.根据权利要求1所述的钢，包含8.05％或更多的镍。
4.根据权利要求1-3中任一项所述的钢，包含8.1％或更多的镍。
5.根据前述权利要求中任一项所述的钢，包含0.005～0.0145％的碳。
6.根据前述权利要求中任一项所述的钢，包含0.05～0.30％的硅，优选0.05～0.25％的硅，最优选0.10～0.25％的硅。
7.根据权利要求1-6中任一项所述的钢，包含0.002％或更多的铌。
8.根据权利要求1-7中任一项所述的钢，包含0.003％或更多的铌。
9.根据权利要求1-8中任一项所述的钢，包含0.010％或更少的硫。
10.根据权利要求1-9中任一项所述的钢，包含0.64％～0.84％的钨，优选0.66％～0.84％的钨。
11.根据权利要求1-10中任一项所述的钢，包含0.010％或更少的铝。
12.根据权利要求1-11中任一项所述的钢，其中，根据在ASTM A9232014下测定的所述钢中σ相的体积分数为小于0.25％，优选小于0.1％，最优选不具有可检测的σ相。
13.根据权利要求1-12中任一项所述的钢，其中，所述钢是根据2013年12月1日的ASTMA995-13Gr 6A的钢。
14.根据权利要求1-13中任一项所述的钢，其中，根据ASTM E23，2012-C在-46℃下测量的1/2T处的平均冲击强度为100J或更高，并且至少三次测试为80J或更高。
15.根据权利要求1-14中任一项所述的钢，其中，根据ASTM E23，2012-C在-46℃下测量的1/2T处的平均冲击强度为140J或更高，并且至少三次测试为105J或更高。
16.根据权利要求1-15中任一项所述的由钢制成的铸造、锻制或锻造产品。
17.一种焊接耗材，包含，以质量％计：0.015％或更少的碳；0.05～0.35％的硅，7.45～10.5％的镍；2.00％或更少的锰；0.025％或更少的硫；0.030％或更少的磷；24.0～27.0％的铬；0.00～1.00％的铜；3.0～4.5％的钼；0.75％或更少的钴；0.010％或更少的铌；0.015％或更少的铝；0.20～0.30％的氮；0.00～1.00％的钨；余量是铁和不可避免的杂质。
18.根据权利要求17所述的焊接耗材，包括1.00％或更少的锰和/或24.0～26.0％的铬。
19.根据权利要求17或18所述的焊接耗材，包括10.0％或更少的镍。
20.根据权利要求17或18所述的焊接耗材，包括0.50～1.00％的铜。
21.根据权利要求17或18所述的焊接耗材，包括3.0～4.0％的钼；和0.50～0.85％的钨。
22.根据权利要求17-21中任一项所述的焊接材料，包含7.8％或更多的镍，优选8.05％或更多的镍，更优选8.1％或更多的镍，还更优选9.1％或更多的镍，还更优选9.3％或更多的镍以及最优选9.4％或更多的镍。
23.根据权利要求17-22中任一项所述的焊接耗材，包括0.01～0.015％的碳，优选0.005～0.0145％的碳。
24.根据权利要求17-23中任一项所述的焊接耗材，包括0.05～0.30％的硅，优选为0.10～0.25％的硅。
25.根据权利要求17-24中任一项所述的焊接耗材，包括0.002％或更多的铌。
26.根据权利要求17-25中任一项所述的焊接耗材，包括0.003％或更多的铌。
27.根据权利要求17-26中任一项所述的焊接耗材，包括0.010％或更少的硫。
28.根据权利要求17-27中任一项所述的焊接耗材，包括0.64～0.84％的钨，优选0.66％～0.84％的钨。
29.根据权利要求17-28中任一项所述的焊接耗材，包括0.010％或更少的铝。
30.根据权利要求17-29中任一项所述的焊接耗材，其中所述焊接耗材是填充焊缝金属或电焊条。
31.一种使用权利要求17-30中任一项所述的焊接耗材焊接基体钢的方法。
32.根据权利要求31所述的焊接方法，其中所述基体钢符合2013年12月1日的ASTMA995-13Gr 6A。
33.根据权利要求31或32所述的焊接方法，其中所述基体钢是根据权利要求1-15中任一项所述的钢。
34.根据权利要求31-33中任一项所述的焊接方法，其中所述方法是根据权利要求16所述的形成产品的方法。
35.一种焊接产品，包含基体金属和焊缝金属，其中所述基体金属是双相钢，并且所述焊缝金属包含以质量％计：0.015％或更少的碳；0.05～0.35％的硅，7.45～10.5％的镍；2.00％或更少的锰；0.025％或更少的硫；0.030％或更少的磷；24.0～27.0％的铬；0.00～1.00％的铜；3.0～4.5％的钼；0.75％或更少的钴；0.010％或更少的铌；0.015％或更少的铝；0.20～0.30％的氮；0.00～1.00％的钨；余量是铁和不可避免的杂质。
36.根据权利要求35所述的焊接产品，包括10.0％或更少的镍；1.00％或更少的锰；24.0％至26.0％的铬；0.50～1.00％的铜；3.0～4.0％的钼；和0.50～0.85％的钨。
37.根据权利要求35或36所述的焊接产品，其中所述双相钢符合ASTM A995-13型Gr6A，2013年12月1日。
38.根据权利要求35、36或37所述的焊接产品，其中所述双相钢是根据权利要求1-15中任一项所述的钢。
39.一种对处于焊接或未焊接状态的铸造或锻制或锻造双相不锈钢进行热处理的方法，包括：将产品的温度升高至1100～1150℃之间的第一温度并保持在所述第一温度；将产品的温度降低至1040～1070℃之间的第二温度并保持在所述第二温度；并从所述第二温度将产物淬火。
40.根据权利要求39所述的方法，其中所述产品在第一温度下保持以小时计的时间，所述时间大于用英寸表示的测量的所述产品的厚度除以2。
41.根据权利要求39或40所述的方法，其中所述产品在第二温度下保持以小时计的时间，所述时间大于用英寸表示的测量的所述产品的厚度除以4。
42.根据权利要求39、40或41所述的方法，其中所述双相钢符合2013年12月1日的ASTMA995-13 Gr 6A。
43.根据权利要求39-42中任一项所述的方法，其中所述双相钢是根据权利要求1-15中任一项所述的钢。
44.一种实质上参照附图描述的和/或在附图中解释的钢，铸造、锻制或锻造产品，焊接耗材或焊接产品。
45.一种实质上参照附图描述的和/或在附图中解释的焊接方法或热处理方法。
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