CN1098358C - 具有优异低温韧性的超高强度奥氏体时效钢 - Google Patents

Abstract

在基体板以及焊接时的热影响区(HAZ)处的低温韧性优异的超高强度、可焊接、低合金钢具有高于830MPa(120ksi)的抗拉强度，并且具有包含奥氏体薄膜层和细晶粒的马氏体/下贝氏体板条的显微层状组织，所述钢的制备过程为：加热含有铁以及特定重量百分比的添加元素的钢坯，所述添加元素为碳，锰，镍，氮，铜，铬，钼，硅，铌，钒，钛，铝，以及硼中的一些或全部；在奥氏体可发生再结晶的温度范围内，采用一个或多个道次，将所述钢坯扎制成板材；在低于奥氏体再结晶温度但高于Ar₃转变点的温度下，采用一个或多个道次对所述板材进行终轧；将所述终轧板材淬火至一适当淬火终止温度(QST)；停止所述淬火；或者在空冷前在QST点基本等温保持所述板材一段时间，或者对所述板材进行缓慢冷却，或者只是简单地将所述板材空冷至室温。

Description

具有优异低温韧性的超高强度奥氏体时效钢

发明领域

本发明涉及在母材板以及焊接时的热影响区(HAZ)处均具有优异低温韧性的超高强度、可焊接、低合金钢板。而且，本发明涉及该钢板的生产方法。

发明背景

在下面的说明中定义了许多术语。为了方便起见，直接在权利要求书的前面给出了一个术语表。

经常地，需要在低温，即低于约-40℃(-40°F)的温度下贮存和运输加压的挥发性流体。例如，需要在约1035kPa(150psia)至7590kPa(1100psia)的压力范围内以及约-123℃(-190°F)--62℃(-80°F)的温度下，贮存和运输加压的液化天然气(PLNG)的容器。也需要在低温下安全且经济地贮存和运输其它具有高蒸汽压的挥发性流体，如甲烷、乙烷以及丙烷的容器。由于此类容器由焊接钢建造而成，因此，所述钢在工作条件下，其母材钢及HAZ处均须具有充分的强度来承受流体的压力，还须具有充分的韧性来防止断裂，即失效事件的发生。

韧脆转变温度(DBTT)将结构钢划分为两个断裂方式。在低于DBTT的温度下，钢的失效倾向于以低能量解理(脆性)断裂方式出现，而在高于DBTT的温度下，钢的失效倾向于以高能量的延性断裂方式发生。建造用于上述的低温应用场合以及其它的承载、低温服役场合的贮存及运输容器所用的焊接钢的DBTT必须远低于母材钢及其HAZ处的工作温度，以避免发生由低能量的解理断裂所导致的失效。

通常用于低温结构场合的含镍钢，如镍含量大于约3wt％的钢具有低的DBTT，但其抗拉强度也较低。典型地，市售的含镍量为3.5wt％，5.5wt％和9wt％的钢的DBTT分别约为-100℃(-150°F)，-155℃(-250°F)和-175℃(-280°F)，抗拉强度最高分别为约485MPa(70Ksi)，620MPa(90Ksi)和830MPa(120Ksi)。为了实现所述强度与韧性的组合，这些钢一般需进行价格昂贵的处理，如双退火处理。在低温应用场合，工业上目前在使用这些商品化的含镍钢，原因在于它们的低温韧性好，但必须针对它们相对低的抗拉强度进行设计。所述设计一般为满足承载、低温场合的要求，要求钢的厚度过大。因此，由于这些钢的成本高以及所要求的厚度过高，所以这些含镍钢在承载、低温场合的使用一般很昂贵。

另一方面，几种市售的现有技术水平的低碳以及中碳高强度的、低合金(HSLA)钢，例如，AISI4320或4330钢，均存在提供较佳抗拉强度(例如高于约830MPa(120Ksi))以及低成本生产的潜力，但所述钢一般DBTT较高，并且，特别是在焊接热影响区(HAZ)的DBTT较高。一般地，所述钢的焊接性和低温韧性随抗拉强度的增加而下降。正是出于这一原因，一般才未考虑在低温场合使用当前市售的、现有技术水平的HSLA钢。所述钢中HAZ处的DBTT高的原因一般在于在粗晶粒且经亚稳再加热的HAZ处，即被加热至约Ac₁相变点与约Ac₃相变点之间温度的HAZ处，形成了由焊接热循环所致的不良显微组织(见术语表中Ac₁及Ac₃相变点的定义)。DBTT随HAZ处的晶粒尺寸与脆性显微组织的组元，如马氏体—奥氏体(MA)岛的增加而明显升高。例如，现有技术水平的HSLA钢，用于油及气体的输送的X100管线的HAZ处的DBTT高于约-50℃(-60°F)。能量贮存及运输部门中存在强烈需求，就是开发将上述商品化的含镍钢的低温韧性性能与HSLA钢的高强度及低成本的特点相结合，同时也具有优异的焊接性和所要求的厚截面能力，即在大于约2.5cm(1英寸)的厚度时显微组织与性能(如强度和韧性)均大体均匀一致的新钢种。

在非低温应用场合，大部分市售的，现有技术水平的低碳与中碳HSLA钢由于强度高时其韧性较低，因此，它们或者在只相当于其强度水平的几分之一的条件下设计使用，或者，被处理成较低强度，以获得满意的韧性。在工程应用场合，所述这些方法造成截面厚度的增加，并且，因此，使构件的重量增加，而且最终导致其成本比HSLA钢的高强度潜力得以充分利用时的成本高。在某些关键场合，例如高性能齿轮，使用含镍超过3wt％的钢(如AISI48XX，SAE93XX等)以保证充分的韧性。这种方法虽获得了HSLA钢的较佳强度，但却使成本明显增加。使用标准的商品化的HSLA钢时遇到的另一个问题是HAZ处的氢致开裂，特别是采用低热输入焊接时，这一问题尤为突出。

在低合金钢具有高强度和超高强度的条件下，采用低成本的方法提高其韧性，这既有显著的经济意义，又存在确定的工程需求。特别是，需要一种在商业化的低温场合使用的具有超高强度，如大于830MPa(120Ksi)的抗拉强度，以及母材板与HAZ处的低温韧性均优异，如DBTT低于约-73℃(-100°F)的价格合理的钢材。

因此，本发明的主要目的是在如下三个关键方面改善现有水平的HSLA钢的生产技术，以使其适合在低温使用：(i)将母材钢与焊接HAZ处的DBTT降低至约-73℃(-100°F)以下，(ii)获得超过830MPa(120Ksi)的抗拉强度，以及(iii)提供较佳的焊接性。本发明的其它目的是获得在厚度大于约2.5cm(1英寸)时，整个厚度范围内显微组织与性能基本均匀一致的上述HSLA钢，以及采用目前工业化的处理技术进行上述工作，以使所述钢在商业化的低温场合的使用从经济上可行。

发明概述

根据本发明的上述目的，提供一种处理方法，其中，具有所要求的化学组成的低合金钢坯被再加热至适当温度，然后，热轧成钢板，并且在热轧终了时，采用适当流体如水进行淬火，将所述钢板快冷至适当的淬火中止温度(QST)，以便获得包含，优选地，约2-10vol％奥氏体薄膜层以及约90-98vol％的以细晶粒马氏体和细晶粒下贝氏体为主的板条的显微层状组织。在本发明的一个实施方案中，所述钢板然后被空冷至室温。在另一个实施方案中，所述钢板在QST下基本等温保持，时间最长达约5分钟，随后空冷至室温。在又一个实施方案中，所述钢板以低于约1.0℃/秒(1.8°F/秒)的速度慢冷最长达约5分钟后，再空冷至室温。如在描述本发明中所使用的那样，淬火指的是采用任何方式进行的加速冷却，在所述方式中，选用的是具有增加钢的冷却速度倾向的流体，与将所述钢空冷至室温相反。

另外，根据本发明的上述目的，根据本发明处理的钢特别适合于许多低温应用场合，原因在于，所述钢，优选指的是厚度等于或大于约2.5cm(1英寸)的钢板，具有下述特性：(i)母材钢及焊接HAZ处的DBTT低于约-73℃(-100°F)，(ii)抗拉强度大于830MPa(120Ksi)，优选大于约860MPa(125Ksi)，并且更优选大于约900MPa(130Ksi)，(iii)较佳的焊接性，(iv)整个厚度范围内基本均匀一致的显微组织和性能，以及(v)改善的优于标准的商品化的HSLA钢的韧性。所述钢的抗拉强度可以高于约930MPa(135Ksi)，或高于约965MPa(140Ksi)，或高于约1000MPa(145Ksi)。

附图描述

参照附图以及下面的详细描述，将会更好地了解本发明的优点，其中，

所述附图中：

图1是说明由本发明的奥氏体时效的方法如何在根据本发明的钢中获得显微层状组织的连续冷却转变(CCT)图的示意图。

图2A(现有技术)是在传统钢中解理裂纹穿过由下贝氏体与马氏体构成的混合显微组织中的板条界的示意图。

图2B是由于在根据本发明的钢的显微层状组织中存在有奥氏体相而使裂纹扩展路径曲折的示意图。

图3A是在进行根据本发明的再加热之后钢坯中奥氏体晶粒尺寸的示意图。

图3B是根据本发明，在奥氏体可发生在结晶的温度下热轧后，但在进行奥氏体不能发生在结晶的温度下的热轧之前，钢坯中的原奥氏体晶粒尺寸(见术语表)的示意图。

图3C是在完成根据本发明的TMCP加工时，在钢板的整个厚度方向上均具有非常细小的等效晶粒尺寸的奥氏体中的拉长的，扁平状晶粒结构的示意图。

虽然结合其优选的实施方案对本发明进行了介绍，但应该了解的是本发明并非仅限于此。相反，本发明将涵盖所有的包括在本发明的精神和范围内的各种替代方案，修正方案以及等效方案，如附后的权利要求书所限定的那样。

发明详述

本发明涉及满足上述要求的新型HSLA钢的开发。本发明的基础在于通过钢的化学组成与处理方法的全新组合，来产生本征韧化及显微组织韧化，从而降低DBTT以及在高抗拉强度的条件下提高韧性。本征韧化通过钢中的重要合金元素的合理平衡获得，这在本说明书中有详细介绍。显微组织韧化则通过获得非常细小的等效晶粒尺寸以及促进显微层状组织的形成来实现。参照图2B，根据本发明的钢的显微层状组织优选由以细晶粒下贝氏体或细晶粒马氏体为主的板条28与奥氏体薄膜层30交替组成。优选的是，所述奥氏体薄膜层30的平均厚度低于所述板条28平均厚度的10％。甚至更优选地，所述奥氏体薄膜层30的平均厚度约10nm，所述板条28的平均厚度约0.2微米.

在本发明中采用奥氏体时效处理为的是通过在室温下保留所要求的奥氏体膜层来促进所述的显微层状组织的形成。正如本专业的技术人员所熟悉的那样，奥氏体时效是一种在所述钢冷却至奥氏体典型地转变成贝氏体和/或马氏体的温度范围之前，在加热的钢中发生奥氏体时效的方法。本专业所公知的是，奥氏体时效促进奥氏体的热稳定化。本发明的独有的钢的化学组成与处理方法的组合可使淬火中止后，贝氏体转变的开始时间充分延迟，以使奥氏体充分时效，从而在所述显微层状组织中形成奥氏体膜层。例如，现参照图1，根据本发明处理的钢在给定的温度范围内(下面有更详细介绍)进行控制轧制2；然后，将所述钢从淬火起始点6淬火4至淬火终了点(即，QST)8。在所述淬火终止点(QST)8淬火停止后，(i)在一个实施方案中，所述钢板在所述QST下基本等温保持一段时间，优选长达约5分钟，然后再空冷至室温，如点划线12所示，(ii)在另一个实施方案中，所述钢板以低于约1.0℃/秒(1.8°F/秒)的速度从所述QST慢冷，时间最长达约5分钟，之后再将所述钢板空冷至室温，如点划-点-点线11所示，(iii)在又一个实施方案中，可将所述钢板空冷至室温，如有点线10所示。在任何一个所述实施方案中，在下贝氏体区14形成下贝氏体板条以及在马氏体区16形成马氏体板条后，奥氏体膜层均得以保留。上贝氏体区18以及铁素体/珠光体19区得以避免。在本发明的钢中，通过本说明书所述的钢的化学组成与处理方法的全新组合，来提高奥使体时效的效果。

对所述显微层状组织中的贝氏体与马氏体组元以及奥氏体相加以设计，以利用细晶粒下贝氏体与细晶粒板条马氏体的较佳强度以及奥氏体的较佳解理断裂抗力。优化所述显微层状组织可基本最大限度地使裂纹路径曲折，由此提高裂纹扩展抗力，从而获得显著的显微组织韧化效果。

根据上述介绍，提供一种生产具有包含约2-10vol％奥氏体薄膜层以及约90-98vol％的以细晶粒马氏体和细晶粒下贝氏体为主的板条的显微层状组织的超高强度钢板的方法，其中，所述方法包括下述步骤：(a)将钢坯加热至充分高的再加热温度，以使(i)所述钢坯基本均匀化，(ii)钢坯中所有的铌与钒的碳化物及碳氮化物基本溶解，以及(iii)在所述钢坯中形成细小的初始奥氏体晶粒；(b)在奥氏体可发生再结晶的第一个温度范围，采用一个或多个热轧道次将所述钢坯轧制成钢板；(c)在低于约T_nr温度但高于约Ar₃相变点的第二个温度范围，采用一个或多个热轧道次进一步轧制所述钢板；(d)以约10～40℃/秒(18～72°F/秒)的冷却速度将所述钢板淬火至淬火中止温度(QST)，所述QST低于Ms相变点与100℃(180°F)之和但高于所述Ms相变点；(e)停止淬火。在一个实施方案中，本发明的方法进一步包括将所述钢板从QST空冷至室温的步骤。在另一个实施方案中，本发明的方法进一步包括在空冷至室温之前，将所述钢板在QST下基本等温保持最长达约5分钟的步骤。在又一个实施方案中，本发明的方法进一步包括在空冷至室温之前，以低于约1.0℃/秒(1.8°F/秒)的速度从QST处慢冷所述钢板，时间最长约5分钟的步骤。这一方法有利于所述钢板的显微组织转变成约2-10vol％奥氏体薄膜层以及约90-98vol％的以细晶粒马氏体和细晶粒下贝氏体为主的板条。(见术语表中的T_nr温度，Ar₃，Ms相变点的定义)。

为了确保室温及低温韧性，所述显微层状组织中的板条优选包含贝氏体与马氏体。优选将脆性组成物如上贝氏体，孪晶马氏体以及MA的形成基本降至最小程度。在描述本发明时，以及在权利要求书中，所用的“为主”意思是至少约50％体积。所述显微组织的余下部分可以包含另外的细晶粒下贝氏体、另外的细晶粒板条马氏体或铁素体。更优选地，所述显微组织包含至少约60～80％(体积)的下贝氏体或板条马氏体。甚至更优选地，所述显微组织包含至少约90％(体积)的下贝氏体或板条马氏体。

根据本发明处理的钢坯采用通常的方式生产，而且，在一个实施方案中，所述钢坯含有铁及下述合金元素，所述合金元素的重量范围优选如下面的表I所示：

                         表I合金元素                    范围(wt％)碳(C)                       0.04--0.12，更优选0.04--0.07锰(Mn)                      0.5--2.5，更优选1.0--1.8镍(Ni)                      1.0--3.0，更优选1.5--2.5铜(Cu)                      0.1--1.0，更优选0.2--0.5钼(Mo)                      0.1--0.8，更优选0.2--0.4铌(Nb)                      0.02--0.1，更优选0.02--0.05钛(Ti)                      0.008--0.03，更优选0.01--0.02铝(Al)                      0.001--0.05，更优选0.005--0.03氮(N)                       0.002--0.005，更优选0.002--0.003

铬(Cr)有时添加在所述钢中，添加量优选最高约1.0wt％，并且更优选为约0.2-0.6wt％。

硅(Si)有时添加在所述钢中，添加量优选最高约0.5wt％，更优选为约0.01-0.5wt％，并且甚至更优选为约0.05-0.1wt％。

所述钢优选含有至少约1wt％的镍。如需要提高焊接后的性能，所述钢中的镍含量可增至约3wt％以上。镍含量每增加1wt％，可望使钢的DBTT降低约10℃(18°F)。镍含量优选低于9wt％，更优选低于约6wt％。镍含量优选降至最低，以最大限度减小钢的成本。如果镍含量增至约3wt％以上，锰含量可降至约0.5wt％以下，甚至为0.0wt％。

硼(B)有时添加在所述钢中，添加量优选最高为约0.0020wt％，并且更优选为约0.0006-0.0010wt％。

此外，钢中的残留物质优选基本降至最少。磷(P)含量优选低于约0.01wt％、硫(S)含量优选低于约0.004wt％、氧(O)含量优选低于约0.002wt％。

钢坯的加工

(1)DBTT的降低

获得低的DBTT，如低于约73℃(-100°F)的DBTT是发展用于低温场合的新型HSLA钢的关键所在。这一技术问题在于在保持/增加目前HSLA技术中的强度的同时，降低DBTT，特别是HAZ处的DBTT值。本发明采用合金化与加工处理相结合的办法，改变本征因素及显微组织因素对断裂抗力的贡献，以便生产出在母材板及HAZ处均具有优异的低温性能的低合金钢，正如下文所介绍的那样。

在本发明中，利用显微组织韧化来降低母材钢的DBTT。所述显微组织韧化包括通过热-机械控制轧制方法(TMCP)细化原奥氏体晶粒尺寸，改变晶粒的形态，以及在所述细小晶粒范围内形成显微层状组织，所有目的均在于增加钢板中单位体积的大角晶界的界面面积。正如本专业的技术人员所熟悉的那样，此处所使用的“晶粒”指的是多晶体材料中的单个晶体，此处所使用的“晶界”指的是金属中与由一个晶体取向向另一个晶体取向转变，从而将一个晶粒同另一个晶粒分开相对应的金属中的细窄区。此处所使用的“大角度晶界”是将两个相邻的晶体取向相差超过约8°的晶粒分隔开的晶界。另外，此处所使用的“大角度交界或界面”是一种起大角度晶界的等效作用的交界或界面，即，趋于使扩展裂纹或裂缝改变方向并且，因此，使断裂路径弯曲的交界或界面。

TMCP对单位体积中大角度交界的总界面面积S_v的贡献，由下述方程确定： $\mathrm{Sv}=\frac{1}{d}(1+R+\frac{1}{R})+0.63(r-30)$

式中：

d是在进行奥氏体不能再结晶的温度下的轧制前，热轧钢板中的平均奥氏体晶粒尺寸(原奥氏体晶粒尺寸)；

R是压下量(钢坯的初始厚度/钢板的最终厚度)；以及

r是在奥氏体不能发生再结晶的温度下热轧所产生的所述钢厚度方向上的压下百分数。

本专业公知的是，当钢的S_v增加时，其DBTT降低，原因在于在大角度交界处，裂纹发生偏转，以及附带断裂路径变得弯曲。在TMCP的工业实践中，R值对于给定板厚是固定不变的，而且，r值的上限典型为75。给出的R和r值固定不变时，S_v基本上只能通过减小d值来增大，这点由上述方程明显可知。为减小根据本发明的钢的d值，将Ti-Nb微合金化与优化的TMCP处理方法相结合。当热轧/变形期间的总压下量相同时，初始平均奥氏体晶粒尺寸较细小的钢将会获得更细小的最终平均奥氏体晶粒尺寸。因此，本发明中，采用优化的Ti-Nb的添加量以获得低的再加热工艺，并同时在TMCP过程中对奥氏体晶粒长大产生所要求的抑制作用。参见图3A，采用较低的再加热温度，优选约955-1065℃(1750-1950°F)以使热变形前再加热的钢坯32′的初始平均奥氏体晶粒尺寸D′小于约120μm。根据本发明的处理方法避免了传统的TMCP中因再加热温度较高，即高于约1095℃(2000°F)所引起的奥氏体晶粒的过分长大。为促进动态再结晶诱发的晶粒细化，在奥氏体可发生再结晶的温度范围热轧期间使用超过约10％的大的每道次压下量。现在参照图3B，根据本发明的处理方法使在奥氏体可发生再结晶的温度热轧(变形)后，但在进行奥氏体不能发生再结晶的温度下的热轧之前的钢坯32″中的平均原奥氏体晶粒尺寸D″(即，d)小于约30μm，优选小于约20μm，并且甚至更优选小于约10μm。另外，为了在整个厚度方向上减小等效晶粒尺寸，在低于约T_nr温度但高于约Ar₃相变点的温度下实施大压下量，累计压下量优选超过约70％的轧制。现在参照图3C，根据本发明的TMCP法导致终轧后的钢板32中的奥氏体形成拉长、扁平的晶粒结构，所述终轧后的钢板32在整个厚度方向上的等效晶粒尺寸D非常细小，例如，其等效晶粒尺寸D小于约10μm，优选小于约8μm，并且甚至更优选小于约5μm，从而增加钢板32中单位体积中大角度交界如33的界面面积，正如本专业的技术人员所了解的那样。

更具体一些而言，根据本发明的钢的制备过程为：形成具有所要求的此处所述组成的钢坯；加热所述钢坯至约955-1065℃(1750-1950°F)的温度；在奥氏体可发生再结晶的第一个温度下，即高于约T_nr的温度下，采用一个或多个道次将所述钢坯热轧成钢板，其中压下量为约30-70％，并且，在低于约T_nr温度但高于约Ar₃相变点的第二个温度下，采用一个或多个道次，对所述钢板进行压下量为约40-80％的进一步热轧。然后，以约10-40℃/秒(18-72°F/秒)的冷却速度将所述热轧后的钢板淬火至一个适当的比Ms相变点与100℃(180°F)之和还要低但高于约Ms相变点的QST，此时淬火终止。在本发明的一个实施方案中，淬火终止后，所述钢板由QST下被空冷至室温，如图1中的有点线10所示。在另一个实施方案中，淬火终止后，所述钢板在所述QST下基本等温保持一段时间，优选最长达约5分钟，然后再空冷至室温，如图1中的点划线12所示。在又一个实施方案中，如图1中的点划-点-点线11所示，所述钢板以低于空冷的速度，即，以低于约1.0℃/秒(1.8°F/秒)的速度从所述QST慢冷，时间优选最长约5分钟。在本发明的至少一个实施方案中，Ms相变点为约350℃(662°F)，并且，因此，所述Ms相变点与100℃(180°F)之和为约450℃(842°F)。

所述钢板可采用本专业的技术人员所知晓的任何适当方式，如在钢板上盖上热毡，来在QST下基本等温保持。所述钢板可在淬火终止后，采用本专业的技术人员所知晓的任何适当方式，如在钢板上盖上绝热毡，来进行缓慢冷却。

正如本专业的技术人员所了解的那样，此处使用的厚度方向的压下百分比指的是进行所述轧制之前的钢坯或钢板的厚度方向上的压下百分比。仅仅出于说明之目的，并未由此对本发明进行限制，约25.4cm(10英寸)厚的钢坯可在第一个温度范围压下约50％(50％的压下量)，使厚度为约12.7cm(5英寸)，然后，在第二个温度范围，压下约80％(80％的压下量)，从而使厚度变为约2.5cm(1英寸)。此处使用的“钢坯”指的是一块具有任何尺寸的钢。

对所述钢坯优选采用适当的手段，例如将所述钢坯置于炉内一段时间，进行加热，以使基本上整个钢坯，优选整个钢坯的温度升至所要求的再加热温度。本发明范围内的任何钢组成应采用的具体再加热温度可以很容易地由本专业的技术人员通过实验或者通过采用适当模型进行计算来加以确定。另外，将基本上整个钢坯，优选整个钢坯升至所要求的再加热温度所必需的炉子的温度以及再加热时间可以很容易地由本领域的技术人员参照标准工业出版物加以确定。

除了适用于基本上整个钢坯的再加热温度之外，接下来的在描述本发明的处理方法中所涉及的温度均是在钢表面测得的温度。钢的表面温度可以通过使用例如光学高温计或者借助任何其它的适合测量钢的表面温度的仪器来进行测定。此处涉及的冷却速度指的是板厚中心部位，或者基本上是中心处的冷却速度；淬火终止温度(QST)是淬火终止后，由于板厚中间部位的热传导，钢板表面达到的最高的，或者基本上最高的温度。例如，在具有根据本发明的组成的各试验炉次的钢的处理过程中，热电偶置于板厚的中心部位，或者基本上置于中心部位，以进行中心温度的测量，而表面温度采用光学高温计测定。中心温度与表面温度间的关系得以建立，并在接下来的具有相同，或者基本相同的组成的钢的处理过程中应用，这样，中心温度可通过直接测量表面温度来确定。另外，为实现所要求的加速冷却所要求的淬火流体的温度和流动速度可以由本领域的技术人员参照标准工业出版物加以确定。

对于本发明范围内的任何钢组成而言，确定发生再结晶的范围与不发生再结晶的范围间的界线的温度，T_nr温度，取决于钢的化学组成，特别是碳浓度与铌浓度，取决于轧制前的再加热温度，而且还取决于轧制道次中给定的压下量。本领域的技术人员可以通过实验或者通过模型计算来对特定钢的这一温度进行确定。类似地，本领域的技术人员可以通过实验或者模型计算来确定此处所述及的根据本发明的任何钢的Ar₃和Ms相变点。

通过实施上述的TMCP可获得高的S_v值。另外，再次参照图2B，在奥氏体时效期间产生的显微层状组织通过在以下贝氏体或马氏体为主的板条28与奥氏体膜层30之间产生众多的大角度界面29来使界面面积进一步增加。这种显微层状结构，如图2B所示，可以与如图2A所示的无板条间奥氏体膜层存在的传统的贝氏体/马氏体板条结构进行比较。如图2A所示的传统结构的特征在于小角度交界20(即，起小角度晶界(见术语表)等效作用的交界)，如，以下贝氏体和马氏体为主的板条22间的小角度交界；而且，因此，一旦解理裂纹24开始萌生，其能够几乎不变方向的通过板条交界20。相反，如图2B所示的本发明的钢中的显微层状组织可使裂纹路径变得相当曲折。这是因为例如在下贝氏体或马氏体的板条28中萌生的裂纹26在每个与奥氏体膜层30的大角度界面29处，由于贝氏体和马氏体组元与奥氏体相的解理和滑移面的取向不同，趋于改变扩展面，即，改变方向。另外，奥氏体膜层30可使扩展的裂纹26钝化，进一步吸收了能量，此后裂纹26扩展通过奥氏体膜层30。钝化的出现有几个原因。第一，FCC(此处有定义)的奥氏体不存在DBTT行为，其剪切过程保持成为唯一的裂纹扩展机制。第二，当载荷/应变在裂纹尖端处超过某一较高的值时，亚稳奥氏体可以应力或应变诱发成马氏体，从而导致相变诱发塑性(TRIP)的出现。TRIP可产生明显的能量吸收并可降低裂纹尖端应力强度。最后，由TRIP过程形成的板条马氏体的解理和滑移面的取向与预先存在的贝氏体或板条马氏体组元的不同，从而导致裂纹路径更加曲折。如图2B所示，总的结果是在所述显微层状组织中裂纹扩展阻力显著增大。

根据本发明的钢中贝氏体/奥氏体或马氏体/奥氏体界面具有优异的界面结合强度，这种迫使裂纹改变方向，而不是界面脱离结合。细晶粒板条马氏体和细晶粒下贝氏体作为团束存在，束与束之间为大角度交界。在一个扁平状晶粒内形成几个团束。这就使显微组织进一步细化，从而导致裂纹扩展通过所述扁平晶粒内的这些团束的路径更加曲折。这就使Sv显著增加，并且，结果，DBTT得以降低。

尽管上述的显微组织措施能有效降低基体钢板的DBTT，但不能充分有效地保证焊接HAZ的粗晶区的DBTT足够低。因此，本发明提供一种通过利用合金元素的本征作用来保证焊接HAZ的粗晶区处具有足够低的DBTT的方法，如下文所述。

主要的铁素体低温钢一般以体心立方(BCC)晶格为基础。尽管该晶体体系具有在低成本下获得高强度的能力，但其在温度降低时会发生由韧性向脆性断裂特征的急剧变化。这基本上可归因于BCC晶系的临界分切应力(CRSS)(本文有定义)对温度的敏感性太强，其中，CRSS随温度的降低而急剧增大，从而使剪切过程以及由其形成的韧性断裂模式变得更困难。另一方面，脆性断裂过程如解理的临界应力对温度的敏感性较小，因此，当温度降低时，解理成为有利的断裂模式，从而导致低能量的脆性断裂发生。CRSS是钢的本征性能，其对变形时位错发生交叉滑移的难易程度敏感；这就是说，更容易发生交叉滑移的钢的CRSS低，并且因此其DBTT也低。已知一些面心立方(FCC)稳定元素如Ni可促进交叉滑移发生，而BCC稳定化的合金元素如Si，Al，Mo，Nb和V不利于交叉滑移发生。本发明中，优选对FCC稳定合金元素，如Ni和Cu的含量加以优化，从成本以及降低DBTT的有利效果两方面考虑，Ni的含量优选至少约1.0wt％，而且更优选至少约1.5wt％；钢中的BCC稳定化的合金元素含量应基本上降至最低。

通过对根据本发明的钢的化学组成与处理方法进行独一无二的组合产生本征韧化和显微组织韧化，可使所述钢在母材板和焊接后的HAZ处均具有优异的低温韧性。所述钢在母材板与焊接后的HAZ处的DBTT均低于约-73℃(-100°F)，而且可低于约-107℃(-160°F)。

(2)高于830MPa(120Ksi)的抗拉强度和显微组织与性能在整个厚度 范围的均匀一致性

层状显微组织的强度主要由板条马氏体与下贝氏体中的碳含量决定。在本发明的低合金钢中，采用奥氏体时效以使钢板中的奥氏体含量优选为约2-10vol％，更优选至少为约5vol％.尤其优选Ni与Mn的添加量分别为约1.0-3.0wt％和约0.5-2.5wt％，以获得所要求的奥氏体的体积分数以及发生奥氏体时效所需的贝氏体开始转变点的推迟。铜的添加量优选为约0.1-1.0wt％时，也有利于在奥氏体时效期间发生奥氏体的稳定化。

本发明中，可在较低的碳含量下获得所要求的强度，同时还具有焊接性能较佳以及母材钢和HAZ处的韧性优异等附加优点。为获得高于830MPa(120Ksi)的抗拉强度，优选总合金元素中C的最低含量为约0.04wt％。

尽管除C以外，根据本发明的钢中的合金元素对所能获得的钢的最大强度的影响基本上是微不足道，但所述这些元素能够在板厚大于约2.5cm(1英寸)以及为满足处理过程的灵活性所采用的冷却速度范围的条件下，使显微组织和强度在整个厚度范围具有所要求的均匀性。这一点很重要，因为厚板中间部位处的实际冷却速度比表面处低。因此，表面与中心处的显微组织可能会有很大差异，除非对钢进行设计，将其对板的表面与中心处冷却速度差异的敏感性加以消除。在这方面，Mn与Mo合金元素的添加，尤其是Mo和B的联合添加特别有效。本发明中，从淬透性，焊接性，低的DBTT以及成本上考虑来对所述这些添加元素进行优化。正如在本说明书前面所介绍的那样，从降低DBTT的角度考虑，必须使总的BCC合金元素添加量保持在最低水平。设定优选的化学组成目标与范围的目的是满足本发明的这些以及其它要求。

(3)较佳的低执输入焊接的焊接性

对本发明的钢进行设计，使其具备较佳的焊接性能。最重要的问题，尤其是与低热输入焊接有关的问题是粗晶粒的HAZ处的冷裂或氢致开裂。已发现，对于本发明的钢而言，冷裂的敏感性主要受碳含量和HAZ显微组织类型的影响，而与本领域中一直被认为是重要参量的硬度及碳当量无关。为了避免在未预热或预热温度低(低于约100℃(212°F))的焊接条件下焊接所述钢时发生冷裂，碳添加量的优选上限为约0.1wt％。此处使用的，但并不在任何方面限制本发明，“低热输入焊接”指的是电弧能最高为约每毫米2.5千焦耳(KJ/mm)(7.6KJ/英寸)时的焊接。

下贝氏体或自回火的板条马氏体显微组织具有较佳的冷裂抗力。根据淬透性及强度要求，仔细平衡、匹配本发明的钢中的其它合金元素，以确保在粗晶粒的HAZ处形成这些符合要求的显微组织。

钢坯中合金元素的作用

下面给出本发明中各种合金元素的作用以及它们各自浓度的优选范围：

碳(C)是钢中最有效的强化元素之一。它也与钢中的强碳化物形成元素如Ti，Nb和V相结合，起抑制晶粒生长和析出强化作用。碳也能提高淬透性，即，钢在冷却期间形成更硬、强度更高的显微组织的能力。如果碳含量低于约0.04wt％，将不足以在钢中产生所要求的强化，即获得高于830MPa(120Ksi)的抗拉强度。如果碳含量高于约0.12wt％，所述钢很容易在焊接期间发生冷裂，并且，所述钢板及其焊接时的HAZ处的韧性会降低。优选碳含量为约0.04-0.12wt％，以获得所要求的HAZ的显微组织，即自回火的板条马氏体和下贝氏体。甚至更优选地，碳含量的上限为约0.07wt％。

锰(Mn)是钢中的基体强化元素，而且也对淬透性有强烈影响。Mn的添加有助于获得发生奥氏体时效所需的贝氏体转变的延迟时间。优选Mn的最低含量为0.5wt％，以便当板厚超过约2.5cm(1英寸)时仍可获得所要求的高强度，并且，甚至更优选Mn的最低含量至少约1.0wt％。然而，Mn含量过高对韧性有害，因此，本发明中优选Mn的上限为约2.5wt％。为了将倾向于在高Mn及连铸钢中出现的轴线偏析以及附带的显微组织与性能在整个厚度范围的不均匀性降至最低，也优选这一上限。更优选地，Mn含量的上限为约1.8wt％。如果镍含量增至约3wt％以上，则不需添加锰就能获得所要求的高强度。因此，广义上讲，优选锰的最高含量为约2.5wt％。

硅(Si)添加在钢中的目的是脱氧，而且，为此目的，优选其最低含量为约0.01wt％。然而，Si是很强的BCC稳定元素，因此会使DBTT升高，而且也会对韧性有不利影响。鉴于此，当添加硅时，优选其上限为约0.5wt％。更优选地，硅含量的上限为约0.1wt％，脱氧并不一定总需要硅，因为铝或钛也能够起相同的作用。

铌(Nb)的添加是促使钢的轧制显微组织发生晶粒细化，从而改善强度和韧性。热轧期间铌的碳化物的析出起阻止再结晶和抑止晶粒长大的作用，由此提供一种细化奥氏体晶粒的方法。为此，优选Nb含量至少为约0.02wt％。然而，Nb是很强的BCC稳定元素，并且因此会使DBTT升高。Nb含量过高对焊接性和HAZ处的韧性有害，因此，优选其最高含量为约0.1wt％。更优选Nb含量的上限为约0.05wt％。

钛(Ti)少量添加时，能有效形成能细化在钢的轧后显微组织以及HAZ中晶粒尺寸的细小的氮化钛(TiN)粒子。结果，钢的韧性得以改善。应调整Ti的添加量，以使Ti/N的重量比优选为约3.4。Ti是很强的BCC稳定元素，而且因此会使DBTT升高。过多的Ti趋于通过形成较粗大的TiN或碳化钛(TiC)粒子来使钢的韧性降低。低于约0.008wt％的Ti含量一般不能使晶粒尺寸充分细化或者将钢中的N以TiN的形式束缚住，而Ti含量高于约0.03wt％时可能会对韧性造成损害。更优选地，所述钢含有至少约0.01wt％而又不超过约0.02wt％的Ti。

铝(Al)添加至本发明的钢的目的是脱氧。为此目的优选Al含量至少约0.001wt％，并且甚至更优选Al含量至少约0.005wt％。Al能束缚在HAZ中溶解的氮。然而，Al是很强的BCC稳定元素，并且因此会使DBTT升高。如果Al含量太高，即达约0.05wt％以上，则存在形成氧化铝(Al₂O₃)型的夹杂物的倾向，从而可能对钢以及HAZ的韧性产生有害作用。甚至更优选地，Al含量的上限为约0.03wt％。

钼(Mo)增加直接淬火时钢的淬透性，尤其与硼和铌共同使用时，其效果更显著。Mo也能够促进奥氏体时效。为此，优选Mo含量至少约0.1wt％，而且，甚至更优选Mo含量至少约0.2wt％。然而，Mo是很强的BCC稳定元素，而且因此会使DBTT升高。过多的Mo会促使焊接时出现冷裂，并且也可能对钢以及HAZ的韧性有害，因此，优选其最高含量为约0.8wt％，而且，甚至更优选其最高含量为约0.4wt％。

铬(Cr)趋于增加直接淬火时钢的淬透性。少量添加时，Cr会引起奥氏体稳定化。Cr也能改善耐腐蚀性和氢致开裂(HIC)抗力。与Mo类似，过多的Cr可能会使焊接件发生冷裂，而且也可能损害钢及其HAZ处的韧性，因此，添加Cr时，优选其最高添加量为约1.0wt％。更优选地，添加Cr时，Cr含量为约0.2-0.6wt％。

镍(Ni)是为获得所要求的DBTT，尤其是HAZ处的DBTT的本发明的钢中添加的重要的合金元素，该元素是钢中最强烈的FCC稳定元素之一。Ni添加在钢中可促进交叉滑移发生，而且因此使DBTT降低。虽然与Mn和Mo添加元素的作用程度不同，但镍在钢中的添加也能增加淬透性，并且因此增加厚截面时显微组织与性能如强度与韧性在整个厚度范围的均匀性。Ni的添加也有利于获得发生奥氏体时效所需要的贝氏体转变的延迟时间。为了在焊接HAZ区获得所要求的DBTT，优选Ni的最低含量为约1.0wt％，更优选为约1.5wt％。因为Ni是一种昂贵的合金元素，因此钢中的Ni含量优选低于约3.0wt％，更优选低于约2.5wt％，还更优选低于约2.0wt％，并且甚至更优选低于约1.8wt％，以使钢的成本基本上降至最低。

铜(Cu)是一种有用的通过稳定奥氏体来获得所述的显微层状组织的合金添加元素。为此目的，Cu的添加量优选至少约0.1wt％，更优选至少约0.2wt％。Cu也是钢中的FCC稳定元素并且能够使DBTT有所下降。Cu也有助于耐腐蚀性和HIC抗力的提高。Cu含量较高时，会产生程度过大的由ε-铜析出相所引起的析出强化。这种析出，如果不加以适当控制，会使母材板以及HAZ处的韧性降低和DBTT升高。Cu含量较高也会导致在钢坯铸造及热轧期间发生脆化，因此，需要共同添加Ni以减轻Cu的这种不利作用。出于上述原因，优选Cu的上限为约1.0wt％，而且甚至更优选其上限为约0.5wt％。

硼(B)的少量添加可显著增加钢的淬透性，并且，通过抑制母材板及粗晶粒的HAZ处形成上贝氏体来促进形成板条马氏体，下贝氏体以及铁素体的钢显微组织。一般地，为此目的，所需的B含量至少约0.0004wt％。当硼添加至本发明的钢中时，优选其添加量为约0.0006-0.0020wt％，而且甚至更优选其上限为约0.0010wt％。然而，如果钢中的其它合金元素能获得足够的淬透性和所要求的显微组织，则可不必添加硼。(4)需要进行焊接后热处理(PWHT)时的优选钢组成

PWHT通常在高温，例如高于约540℃(1000°F)的温度下进行。PWHT所引起的热作用会导致基体板以及焊接HAZ的强度损失，原因在于亚结构的回复(即，加工益处的丧失)以及渗碳体粒子的粗化造成的显微组织的软化。为克服这一问题，优选通过添加少量的钒来对如上所述的基体钢的组成进行调整。添加钒可通过在进行PWHT时在基体钢与HAZ处形成细小的碳化钒(VC)粒子来产生析出强化。这种强化进行可基本上补偿PWHT时所发生的强度损失。然而，应避免VC的过度强化，因为这会造成基体板及其HAZ处的韧性下降和DBTT的升高。为此，本发明中，优选V的上限为约0.1wt％。优选其下限为约0.02wt％。更优选地，所述钢中V的添加量为约0.03-0.05wt％。

本发明的钢的性能的这种渐趋组合提供了一种用于某些低温场合，例如天然气的低温贮存和运输的能低成本实施的技术。所述用于低温场合的新钢的材料成本可比一般要求较高镍含量(高达约9wt％)且其强度低得多(低于约830MPa(120Ksi))的现有技术的商品钢明显降低。通过对化学组成与显微组织进行设计可降低DBTT，并且可使截面厚度超过2.5cm(1英寸)时机械性能在整个厚度范围均匀一致。所述新钢的镍含量优选低于约3wt％，抗拉强度高于830MPa(120Ksi)，优选高于860MPa(125Ksi)，并且更优选高于900MPa(130Ksi)，韧脆转变温度(DBTT)低于约-73℃(-100°F)，而且其在DBTT下的韧性优异。所述这些新钢的抗拉强度可高于约930MPa(135Ksi)，或高于约965MPa(140Ksi)，或高于约1000MPa(145Ksi)。如果要求提高焊接后的性能，则所述钢的镍含量可增至约3wt％以上。每添加1wt％的镍可望使钢的DBTT降低约10℃(18°F)。镍含量优选低于9wt％，更优选低于约6wt％。镍含量优选最低以最大程度降低钢的成本。

前面已经通过一个或多个优选的实施方案对本发明进行了描述，但应该了解的是，可以进行其它的修正，只要所述修正未偏离后面的权利要求书中规定的本发明的范围。

                        术语表

Ac₁转变点：加热期间奥氏体开始形成的温度；

Ac₃转变点：加热期间铁素体向奥氏体的转变终了的温度；

Al₂O₃：氧化铝；

Ar₃转变点：冷却期间奥氏体开始转变成铁素体的温度；

BCC：体心立方；

冷却速度：板厚中心处，或者基本上中心处的冷却速度；

CRSS(临界分切应力)：钢的本征性能，对变形时位错发生交叉滑移的难易程度敏感，即，交叉滑移更容易发生的钢也具有低的CRSS，因此其DBTT也低；

低温：低于约-40℃(-40°F)的任何温度；

DBTT(韧脆转变温度)：将结构钢划分为两个断裂方式；温度低于DBTT时，失效趋于以低能解理(脆性)断裂方式出现，温度高于DBTT时，失效趋于以高能量的韧性断裂方式出现；

FCC：面心立方；

晶粒：多晶材料中的单个晶体；

晶界：与从一个晶体取向转变为另一种取向，结果将一个晶粒同另一个晶粒隔离开相对应的金属中的细窄区；

HAZ：热影响区；

HIC：氢致开裂；

大角度交界或界面：其行为与大角度晶界等效的边界或界面，即，趋于改变扩展裂纹或裂缝方向以及结果使断裂路径变得曲折；

大角度晶界：将两个晶体取向相差超过约8°的相邻晶粒隔开的晶界；

HSLA：高强度，低合金；

亚临界再加热：加热(或再加热)至介于约Ac₁转变点与约Ac₃转变点间的温度；

低合金钢：含有铁以及总量小于约10wt％的添加合金元素的钢；

小角度晶界：将两个晶体取向相差小于约8°的相邻晶粒隔开的晶界；

低热量输入焊接：电弧能量最高约2.5KJ/mm(7.6KJ/英寸)的焊接；

MA：马氏体—奥氏体；

Ms转变点：冷却期间奥氏体向马氏体的转变开始的温度；

为主：用于描述本发明时，意思是至少约50％体积。

原奥氏体晶粒的尺寸：在进行不能发生奥氏体再结晶的温度下的轧制

之前，热轧钢板中的平均奥氏体晶粒尺寸；

淬火：用于描述本发明时，指的是采用任何方式进行的加速冷却，在所述方式中，选用的是具有增加钢的冷却速度倾向的流体，与空冷相反；

淬火终止温度(QST)：淬火停止后，由于来自于板厚中间部位的热传递的缘故，钢板表面达到的最高、或者基本最高的温度；

钢坯：具有任何尺寸的钢块；

S_v：钢板中每单位体积中大角度边界的总界面面积；

抗拉强度：拉伸试验中，最大载荷与原始横截面积之比值；

TiC：碳化钛；

TiN：氮化钛；

T_nr温度：奥氏体不会发生再结晶的最高温度；

TMCP：可控的热机械轧制加工。

Claims (21)

1.一种钢板的生产方法，所述钢板具有包含2-10vol％奥氏体薄膜层以及90-98vol％的以细晶粒马氏体和细晶粒下贝氏体为主的板条的显微层状组织，所述方法包括如下步骤：

(a)将钢坯加热至充分高的再加热温度，以便(i)使所述钢坯基本上均匀化，(ii)使所述钢坯中的所有铌及钒的碳化物和碳氮化物基本溶解，以及(iii)在所述钢坯中形成细小的初始奥氏体晶粒，其中，所述钢坯包含铁以及下述的合金元素，以重量百分比计：

0.04～0.12％C，

至少1％但小于9％的Ni，

0.1～1.0％Cu，

0.1～0.8％Mo，

0.02～0.1％Nb，

0.008～0.03％Ti，

0.001～0.05％Al，以及

0.002～0.005％N；

(b)在奥氏体可发生再结晶的第一个温度范围，采用一个或多个热轧道次，将所述钢坯轧制成钢板；

(c)在低于T_nr温度但高于Ar₃转变点的第二个温度范围，采用一个或多个热轧道次，进一步轧制所述钢板；

(d)以10～40℃/秒(18～72°F/秒)的冷却速度将所述钢板淬火至低于Ms转变点与100℃(180°F)之和但高于Ms点的淬火终止温度；

(e)终止所述淬火，以便使所述钢板转变成包含2-10vol％奥氏体薄膜层以及90-98vol％的以细晶粒马氏体和细晶粒下贝氏体为主的板条的显微层状组织。

2.根据权利要求1的方法，其中，所述步骤(a)中的再加热温度为955-1065℃(1750-1950°F)。

3.根据权利要求1的方法，其中，所述步骤(a)中的细小的初始奥氏体晶粒尺寸小于120μm。

4.根据权利要求1的方法，其中，在步骤(b)中，所述钢坯的厚度压下量为30-70％。

5.根据权利要求1的方法，其中，在步骤(c)中，所述钢板的厚度压下量为40-80％。

6.根据权利要求1的方法，其进一步包括将所述钢板由所述淬火终止温度空冷至室温的步骤。

7.根据权利要求1的方法，其进一步包括将所述钢板在所述淬火终止温度基本等温保持最长5分钟的步骤。

8.根据权利要求1的方法，其进一步包括将所述钢板由所述淬火终止温度处以低于1.0℃/秒(1.8°F/秒)的冷速缓慢冷却最长5分钟的步骤。

9.根据权利要求1的方法，其中，所述钢坯含有低于6wt％的Ni。

10.根据权利要求1的方法，其中，所述钢坯含有低于3wt％的Ni以及，另外，含有0.5～2.5wt％的Mn。

11.根据权利要求1的方法，其中，所述钢坯进一步含有至少一种选自于(i)最高1.0wt％的Cr，(ii)最高0.5wt％的Si，(iii)0.02-0.10wt％的V，以及(iv)最高2.5wt％的Mn中的添加元素。

12.根据权利要求1的方法，其中，所述钢坯进一步含有0.0004～0.0020wt％B。

13.根据权利要求1的方法，其中，在进行步骤(e)之后，所述钢板在其母材板及其HAZ处的DBTT均低于-73℃(-100°F)，而且，所述钢板的抗拉强度高于830MPa(120Ksi)。

14.一种钢板，具有包含2-10vol％奥氏体薄膜层以及90-98vol％的以细晶粒马氏体和细晶粒下贝氏体为主的板条的显微层状组织，高于830MPa(120Ksi)的抗拉强度，并在所述钢板及其HAZ处具有低于-73℃(-100°F)的DBTT，而且，其中所述钢板由再加热的钢坯制造成，所述钢坯含有铁以及下述的合金元素，以重量百分比计：

0.04～0.12％C，

至少1％但小于9％Ni，

0.1～1.0％Cu，

0.1～0.8％Mo，

0.02～0.1％Nb，

0.008～0.03％Ti，

0.001～0.05％Al，以及

0.002～0.005％N。

15.根据权利要求14的钢板，其中，所述钢坯含有低于6wt％的Ni。

16.根据权利要求14的钢板，其中，所述钢坯含有低于3wt％的Ni并且另外含有0.5～2.5wt％Mn。

17.根据权利要求14的钢板，其进一步含有至少一种选自于(i)最高1.0wt％的Cr，(ii)最高0.5wt％的Si，(iii)0.02-0.10wt％的V，以及最高2.5wt％的Mn中的添加元素。

18.根据权利要求14的钢板，其进一步含有0.0004～0.0020wt％B。

19.根据权利要求14的钢板，其中通过可控热机械轧制加工，获得众多介于由细晶粒马氏体和细晶粒下贝氏体组成的所述板条与所述奥氏体膜层之间的大角度界面，对所述显微层状组织进行优化，以便基本上使裂纹路径最大程度曲折。

20.提高钢板的裂纹扩展抗力的方法，所述方法包括对所述钢板进行加工，以产生包含2-10vol％奥氏体薄膜层以及90-98vol％的以细晶粒马氏体和细晶粒下贝氏体为主的板条的显微层状组织，通过可控热机械轧制加工，获得众多介于由细晶粒马氏体和细晶粒下贝氏体组成的所述板条与所述奥氏体膜层之间的大角度界面，对所述显微层状组织进行优化，以便基本上使裂纹路径最大程度曲折。

21.根据权利要求20的方法，其中，通过添加至少1.0wt％Ni和至少0.1wt％Cu，以及通过将BCC稳定元素的添加量基本降至最低，可进一步提高所述钢板的所述裂纹扩展抗力，以及提高所述钢板焊接时的HAZ处的裂纹扩展抗力。

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