CN110088333A - 具有优异的表面部分nrl-dwt特性的超厚钢材及其制造方法 - Google Patents

具有优异的表面部分nrl-dwt特性的超厚钢材及其制造方法 Download PDF

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Abstract

公开了一种高强度超厚钢材及其制造方法。该高强度超厚钢材以重量％计包含：0.04％至0.1％的C、1.2％至2.0％的Mn、0.2％至0.9％的Ni、0.005％至0.04％的Nb、0.005％至0.03％的Ti、0.1％至0.4％的Cu，100ppm或更少的P、40ppm或更少的S、以及余量的Fe和不可避免的杂质，并且在表面以下区的直至t/10(t此后指的是钢材的厚度)中包含50面积％或更多(包括100面积％)的多边形铁素体和50面积％或更少(包括0面积％)的贝氏体作为显微组织。

Description

具有优异的表面部分NRL-DWT特性的超厚钢材及其制造方法
技术领域
本公开涉及具有优异的表面部分NRL-DWT特性的超厚钢材及其制造方法。
背景技术
近年来，在国内外设计船等的结构时，需要开发高强度超厚钢。这是因为，当使用高强度超厚钢来设计结构时，可能会由于结构的重量减轻而存在经济收益，并且结构的厚度也可能减小。因此，可以容易地进行加工和焊接操作。
通常，当制造超厚高强度钢材时，由于总压下率的降低，因此整体组织可能无法充分地转变，并且组织可能变粗。另外，在用于确保强度的快速冷却过程期间由于增加的厚度而可能在表面部分与中央部分之间出现冷却速率的差异，因此，在表面部分中可能产生大量的诸如贝氏体的粗的低温转变相，从而使得可能难以确保韧性。特别是，当将钢材应用于船的主要结构等时，越来越需要保证表示组织稳定性的抗脆性裂纹扩展性，但是由于在超厚钢材的情况下韧性降低而在保证抗脆性裂纹扩展性方面存在困难。
许多船级社和钢铁公司已经进行了大规模的拉伸试验，在该拉伸实验中，可以精确地测试实际的抗脆性裂纹扩展性以保证抗脆性裂纹扩展性。然而，由于在进行测试时可能产生高成本，因此当在大规模生产中应用测试时，可能难以保证抗脆性裂纹扩展性。为了解决该缺点，已经对可以替代大规模拉伸试验的小尺寸替代试验进行了研究。作为最有效的试验，许多船级社和钢铁公司越来越多地使用基于ASTM E208-06标准的表面部分海军研究实验室落锤测试(NRL-DWT，Naval Research Laboratory-Drop Weight Test)。
已经在研究结果的基础上使用表面部分NRL-DWT试验，该研究结果表明，当控制表面部分的显微组织时，裂纹的扩展可能在脆性裂纹扩展期间减慢，使得抗脆性裂纹扩展性可能得到改善。另外，其他研究人员已经设计了各种技术，比如在精轧期间采用表面冷却处理以使表面部分的晶粒尺寸重新细化，并通过在轧制期间赋予弯曲应力来调整晶粒尺寸。然而，该技术存在的问题在于：当该技术应用于一般的大规模生产系统中时，可能显著降低生产率。
同时，已知的是，当添加可能有助于提高韧性的大量元素、比如Ni等时，表面部分NRL-DWT特性可能得到改善。然而，由于这些元素昂贵，因此就制造成本而言可能难以应用这些元素。
发明内容
技术问题
本公开的一方面是提供一种具有优异的表面部分NRL-DWT特性的超厚钢材及其制造方法。
技术方案
根据本公开的一方面，提供了一种超厚高强度钢材，该超厚高强度钢材以重量％计包含：0.04％至0.1％的C、1.2％至2.0％的Mn、0.2％至0.9％的Ni、0.005％至0.04％的Nb、0.005％至0.03％的Ti、0.1％至0.4％的Cu，100ppm或更少的P、40ppm或更少的S、以及余量的Fe和不可避免的杂质，并且作为表面以下区中的直至t/10位置的区域中的显微组织，超厚高强度钢材包含50面积％或更高(包括100面积％)的多边形铁素体、和50面积％或更小(包括0面积％)的贝氏体，其中t是钢材的厚度。
根据本公开的另一方面，提供了一种制造超厚高强度钢材的方法，该方法包括将板坯进行再加热，该板坯以重量％计包含：0.04％至0.1％的C、1.2％至2.0％的Mn、0.2％至0.9％的Ni、0.005％至0.04％的Nb、0.005％至0.03％的Ti、0.1％至0.4％的Cu，100ppm或更少的P、40ppm或更少的S、以及余量的Fe和不可避免的杂质；通过对经再加热的板坯进行粗轧以及对经粗轧的板坯在以下条件下进行精轧来获得热轧钢板：在最后轧制道次期间的板坯表面上的温度低于Ar3℃并且距所述板坯表面t/4位置处的温度为Ar3℃或更高且为(Ar3+50)℃或更低；以及在热轧钢板的表面温度达到(Ar3-50)℃之后对热轧钢板进行水冷。
有益效果
根据本公开，用于结构的超厚钢材可以具有优异的表面部分NRL-DWT特性的优点。
然而，本公开的方面不限于此。在下面的描述中将部分地阐述另外的方面，并且对于相关领域的普通技术人员来说，另外的方面将从描述中变得明显。
具体实施方式
在下面的描述中，将详细描述具有优异的表面部分NRL-DWT特性的超厚钢材。
将详细描述本公开的超厚钢材的合金组成和优选含量范围。除非另有说明，否则每种元素的含量均基于重量。
C：0.04％至0.1％
在本公开中，C是与确保基本强度有关的最重要的元素。因此，可能必须向钢中添加在适当范围内的C。为了获得本公开中这样的效果，C的优选含量可以为0.04％或更高。当C的含量超过1.0％时，淬透性可以得到改善而使得可以形成大量的马氏体-奥氏体组分，并且可以促进低温转变相的形成，因此，韧性可能降低。因此，优选的C含量可以为0.04％至1.0％，更优选的C含量可以为0.04％至0.09％。
Mn：1.2％至2.0％
Mn是可以通过固溶强化提高强度并且可以改善淬透性从而可以形成低温转变相的元素。因此，可能需要添加1.2％或更高的Mn以满足390MPa或更高的屈服强度。然而，当Mn含量超过2.0％时，淬透性可能过度增加，这可能促进上贝氏体和马氏体的形成，并且冲击韧性和表面部分NRL-DWT特性可能很大地降低。因此，优选的Mn含量可以为1.2％至2.0％，更优选的Mn含量可以为1.3％至1.95％。
Ni：0.2％至0.9％
Ni是重要的元素，这是由于Ni可以通过促进在低温下位错的交叉滑移(Crossslip)来改善冲击韧性，并且可以通过改善淬透性来提高强度。为了提高屈服强度为390MPa或更高的高强度钢的冲击韧性和抗脆性裂纹扩展性，优选的Ni含量可以为0.2％或更高。当Ni的含量超过0.9％时，淬透性可能过度增加，使得可能存在可能形成低温转变相、韧性降低以及制造成本增加的问题。因此，优选的Ni含量可以为0.2％至0.9％，更优选的Ni含量可以为0.3％至0.8％，甚至更优选的Ni含量可以为0.3％至0.7％。
Nb：0.005％至0.04％
Nb可以通过以NbC或NbCN的形式析出来改善基材的强度。Nb溶质在高温下的再加热期间也可以具有这样的效果：Nb可以通过在轧制期间以NbC形式的细化形式析出并且防止奥氏体的再结晶来细化组织。因此，优选的Nb含量可以为0.005％或更高。当Nb的含量超过0.04％时，在钢材的角部上可能产生脆性裂纹。因此，优选的Nb含量可以为0.005％至0.04％，更优选的Nb含量可以为0.01％至0.03％。
Ti：0.005％至0.03％
通过在再加热期间作为TiN析出并防止基材和焊接热影响区的晶粒长大，Ti的添加可以很大地改善低温韧性。为了有效地析出TiN，可能需要添加0.005％或更高的Ti。当Ti含量超过过量的0.03％时，由于连铸水口的堵塞和中央部分的结晶，低温韧性可能降低。因此，Ti含量可以为0.005％至0.03％，更优选的Ti含量可以为0.01％至0.025％。
Cu：0.1％至0.4％
Cu是可以通过提高淬透性和固溶强化来提高钢材强度的主要元素，并且也可以是通过在回火时形成εCu析出物来提高屈服强度的主要元素。因此，优选的Cu含量可以为0.1％或更高。当Cu的含量超过0.4％时，由于炼钢过程中的热脆性，在板坯中可能产生裂纹。因此，优选的Cu含量可以为0.1％至0.4％，更优选的Cu含量可以为0.1％至0.3％。
P：100ppm或更低，S：40ppm或更低
P和S是在晶界中可能引起脆性或通过形成粗大夹杂物可能引起脆性的元素。为了提高抗脆性裂纹扩展性，优选地将P和S的含量分别控制在100ppm或更少和40ppm或更少。
除了上述组成之外的其余部分是Fe。然而，在一般的制造工艺中，可能不可避免地从原材料或周围环境添加不可避免的杂质，因此可能不排除杂质。本领域技术人员可能知道杂质，因此，在本公开中可能不提供对杂质的描述。
在下面的描述中，将详细描述超厚高强度钢材的显微组织。
作为表面以下直至t/10(t是钢材的厚度)位置的区域中的显微组织，本公开的超厚高强度钢材可以包含50面积％或更高(包括100面积％)的多边形铁素体和50面积％或更少(包括0面积％)的贝氏体，可以更优选地包含60面积％或更高(包括100面积％)的多边形铁素体和40面积％或更少(包括0面积％)的贝氏体，甚至可以更优选地包含65面积％或更高(包括100面积％)的多边形铁素体和35面积％或更少(包括0面积％)的贝氏体。
如上所述，通常，由于在制造超厚高强度钢材期间整体组织未充分转变，组织可能变粗，并且由于用于确保强度的快速冷却过程期间增加的厚度，因此在表面部分与中央部分之间可能出现冷却速率的差异。于是，在表面部分上可能形成大量的低温转变相、比如贝氏体等，这可能导致难以确保韧性。
然而，在本公开中，通过在制造工艺方面适当地控制精轧和水冷的条件，在表面部分中可以确保50面积％或更高的多边形铁素体，因此，表面部分NRL-DWT特性可能得到显著改善。
根据示例性实施方案，在表面以下区中从t/10位置至t/5位置的区域中，超厚高强度钢材可以包含50面积％或更少(包括0面积％)的贝氏体。当将在表面以下区中从t/10位置至t/5位置的区域中的贝氏体分数控制为50面积％或更小时，可以进一步改善表面部分NRL-DWT特性。根据示例性实施方案，除了贝氏体之外，还可以包含针状铁素体、类多边形铁素体、多边形铁素体、珠光体以及马氏体-奥氏体成分中的两种或更多种。
根据示例性实施方案，作为表面以下区中从t/5位置至t/2位置的区域中的显微组织，本公开的超厚高强度钢材可以包含90面积％或更高(包括100面积％)的针状铁素体和贝氏体的复合组织、以及10面积％或更少(包括0面积％)的多边形铁素体。当针状铁素体和贝氏体的复合组织的面积比小于90％时，或者多边形铁素体的面积比超过10％时，屈服强度和抗拉强度可能降低。
本公开的超厚高强度钢材可以具有优异的表面部分NRL-DWT特性的优点。根据示例性实施方案，从表面获得的样品中的基于ASTM 208-06中规定的海军研究实验室落锤试验(NRL-DWT，Naval Research Laboratory-Drop Weight Test)的零延性转变(NDT，Nil-Ductility Transition)温度可以为-60℃或更低。
另外，本公开的超厚高强度钢材可以具有优异的低温韧性。根据示例性实施方案，表面部分的冲击转变温度可以为-40℃或更低。
另外，本公开的超厚高强度钢材可以具有优异的屈服强度。根据示例性实施方案，在超厚高强度钢材中，板的厚度可以为50mm至100mm，并且板的屈服强度可以为390MPa或更高。
可以通过各种方法来制造上述超厚高强度钢材，并且制造方法没有特别限制。作为优选的实施例，可以通过以下方法来制造超厚高强度钢材。
在下面的描述中，将详细描述本公开的另一方面的制造具有优异的表面部分NRL-DWT特性的超厚钢材的方法。在下面对制造方法的描述中，除非另有说明，否则热轧钢板(板坯)的温度可以指从热轧钢板(板坯)的表面沿钢板厚度方向的t/4部分(t：钢板的厚度)处的温度。也可以如上确定关于水冷处理期间的冷却速率的测量的参照位置。
可以将具有上述组成系统的板坯进行再加热。
根据实施例，板坯再加热温度可以是1000℃至1150℃，并且优选地可以是1050℃至1150℃。当再加热温度低于1000℃时，可能不能充分进行在铸造期间形成的Ti和/或Nb碳氮化物的固溶。当再加热温度超过1150℃时，奥氏体可能变粗。
可以对经再加热的板坯进行粗轧。
根据示例性实施方案，粗轧的温度可以是900℃至1150℃。当在上述温度范围内进行粗轧时，可能破坏在铸造期间形成的如枝晶等的铸造组织，并且还可以通过粗大奥氏体的再结晶获得减小晶粒尺寸的效果。
根据示例性实施方案，粗轧期间的累积压下率可以是40％或更高。当将累积压下率控制在上述范围内时，可以引起足够的再结晶使得组织可以被细化。
可以对经粗轧的板坯进行精轧，从而获得热轧钢板。
可以优选在以下条件下进行精轧：在最后轧制道次期间在板坯表面上的温度低于Ar3℃并且距离板坯表面t/4位置处的温度为Ar3℃或更高且为(Ar3+50)℃或更低。可以如上确定条件以促进在热轧钢板的表面部分上形成多边形铁素体。当板坯表面的温度为Ar3℃或更高时，或者当距板坯表面t/4位置处的温度超过(Ar3+50)℃时，在热轧钢板的表面部分上可能形成大量的粗低温转变相、比如贝氏体等，使得可能难以确保韧性。当距板坯表面的t/4位置处的温度低于Ar3℃时，在精轧之前，在t/4位置处可能形成多边形铁素体，使得屈服强度可能降低。
可以对热轧钢板进行水冷。
当热轧钢板表面的温度达到(Ar3-50)℃或更低时，可以优选开始进行水冷，这有利于在热轧钢板的表面部分上形成多边形铁素体。当在热轧钢板表面温度达到(Ar3-50)℃或更低之前开始进行水冷却时，在热轧钢板的表面部分上可能会产生大量的粗低温转变相、比如贝氏体等，使得可能难以确保韧性。
根据示例性实施方案，水冷期间的冷却速率可以是3℃/秒或更高。当冷却速率低于3℃/秒时，可能不能适当地形成中央部分显微组织，这可能降低屈服强度。
根据示例性实施方案，水冷中的冷却终止温度可以是600℃或更低。当冷却终止温度超过600℃时，可能不能适当地形成中央部分显微组织，这可能降低屈服强度。
发明实施方式
在以下描述中，将更详细地描述本公开的示例性实施方案。应当指出的是，提供示例性实施方案是为了更详细地描述本公开，并且不限制本公开的权利范围。可以基于权利要求中记载的主题和从主题事项合理推断的事项来确定本公开的权利范围。
(实施方案)
将具有400mm的厚度并且具有如表1中的组成的钢坯在1050℃下再加热，然后在1015℃下进行粗轧，从而制造棒材。在所有样品中，粗轧期间的累积压下率为50％，并且所有样品中粗轧棒材的厚度为200mm。粗轧之后，在如表2中的条件下对粗轧棒进行精轧，从而获得热轧钢板。将热轧钢板以表2中所示的冷却速率水冷至300℃至500℃，从而制造超厚钢材。
其后，分析所制造的超厚钢材的显微组织，检测拉伸性能，并且结果列于表3中。
[表1]
[表2]
[表3]
如表3中所示，对于满足本公开中所提出的总体条件的实施方案1至5，屈服强度为390MPa或更高，表面部分冲击转变温度为-40℃或更低，并且在基于ASTM E208标准的NRL-DWT试验中获得的零延性转变温度(NDTT，Nil-Ductility Transition Temperature)值为-60℃或更低。
对于比较例1至4，由于t/4位置处的温度在精轧中的最后道次轧制期间低于Ar3℃，因此在轧制过程之前和轧制过程中，在表面部分和直至1/4t部分中形成大量的空气冷却的铁氧体。因此，屈服强度为390MPa或更低。另外，由于轧制温度低，进行两相轧制，并且由于表面部分中的大量铁素体，因此表面部分的强度增大，使得表面部分冲击转变温度超过-40℃，并且NDTT超过-60℃。
另外，在比较例2和3中，由于t/4位置处的温度在精轧中的最后道次轧制期间超过Ar3+50℃，因此在水冷之前没有形成空气冷却的铁氧体，使得表面以下区中的直至t/10区域中的显微组织由贝氏体的单相组织形成。另外，由于在表面以下区中从t/10位置至t/5位置的区域中的显微组织具有50％或更高的贝氏体，因此表面部分冲击转变温度超过-40℃，并且NDT温度超过-60℃。
对于比较例5，C含量的值高于本公开中所提出的C的上限含量。因此，由于过度的淬透性，在表面以下区中从t/10位置至t/5位置的区域中形成大量的贝氏体单相组织，因此，NDTT超过-60℃。
对于比较例6，Mn含量的值高于本公开中所提出的Mn的上限含量。因此，由于过度的淬透性，在表面以下区中从t/10位置至t/5位置的区域中形成大量的贝氏体单相组织，因此，NDTT超过-60℃。
对于比较例7，C和Mn的含量值低于本公开中所提出的C和Mn的下限含量。因此，淬透性不足以使得产生大量的多边形铁素体和珠光体组织，因此，屈服强度为300MPa或更低。
对于比较例8，由于Ni含量的值高于本公开中所提出的Ni的上限含量。因此，由于过度的淬透性，在表面以下区中从t/10位置至t/5位置的区域中形成大量的贝氏体单相组织，因此，NDTT超过-60℃。
对于比较例9，Ti和Nb的含量值高于本公开中所提出的Ti和Nb的上限含量。因此，由于过度的淬透性，强度增加，并且由于由析出强化引起的韧性降低，中央部分冲击转变温度超过-40℃，并且NDTT超过-60℃。
虽然已经在上面示出并描述了示例性实施方案，但是本公开的范围不限于此，并且对于本领域技术人员来说明显的是，在不脱离由所附权利要求限定的本发明的范围的情况下可以进行改型和变型。

Claims (12)

1.一种超厚高强度钢材，以重量％计包含：
0.04％至0.1％的C、1.2％至2.0％的Mn、0.2％至0.9％的Ni、0.005％至0.04％的Nb、0.005％至0.03％的Ti、0.1％至0.4％的Cu，100ppm或更少的P、40ppm或更少的S、以及余量的Fe和不可避免的杂质，
其中，作为在表面以下区中的直至t/10位置的区域中的显微组织，所述超厚高强度钢材包含50面积％或更高的多边形铁素体，包括100面积％；和50面积％或更小的贝氏体，包括0面积％，其中t是所述钢材的厚度。
2.根据权利要求1所述的超厚高强度钢材，还包含：
在表面以下区中的从t/10位置至t/5位置的区域中，50面积％或更少的贝氏体，包括0面积％。
3.根据权利要求1所述的超厚高强度钢材，还包含：
作为在表面以下区中的从t/5位置至t/2位置的区域中的显微组织，90面积％或更高的针状铁素体和贝氏体的复合组织，包括100面积％；以及10面积％或更少的多边形铁素体，包括0面积％。
4.根据权利要求1所述的超厚高强度钢材，其中在从表面获得的样品中基于ASTM208-06中所规定的海军研究实验室落锤测试NRL-DWT的零延性转变温度NDT温度为-60℃或更低。
5.根据权利要求1所述的超厚高强度钢材，其中在从表面以下区中的t/4位置获得的样品中冲击转变温度为-40℃或更低。
6.根据权利要求1所述的超厚高强度钢材，其中板厚度为50mm至100mm，屈服强度为390MPa或更高。
7.一种制造超厚高强度钢材的方法，包括：
对板坯进行再加热，所述板坯以重量％计包含：0.04％至0.1％的C、1.2％至2.0％的Mn、0.2％至0.9％的Ni、0.005％至0.04％的Nb、0.005％至0.03％的Ti、0.1％至0.4％的Cu，100ppm或更少的P、40ppm或更少的S、以及余量的Fe和不可避免的杂质；
通过对经再加热的板坯进行粗轧以及对经粗轧的板坯在以下条件下进行精轧来获得热轧钢板：在最后道次轧制期间在板坯表面上的温度低于Ar3℃并且距所述板坯表面t/4位置处的温度为Ar3℃或更高且为Ar3+50℃或更低；以及
在所述热轧钢板的表面温度达到Ar3-50℃之后对所述热轧钢板进行水冷。
8.根据权利要求7所述的方法，其中对所述板坯进行再加热的温度为1000℃至1150℃。
9.根据权利要求8所述的方法，其中所述粗轧的温度为900℃至1150℃。
10.根据权利要求7所述的方法，其中所述粗轧期间的累积压下率为40％或更高。
11.根据权利要求7所述的方法，其中所述水冷期间的冷却速率为3℃/秒或更高。
12.根据权利要求7所述的方法，其中所述水冷的冷却终止温度为600℃或更低。
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