CN110088335A - 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

公开了高强度超厚钢材及其制造方法。所述高强度超厚钢材以重量％计包含0.04％至0.1％的C、0.05％至0.5％的Si、0.01％至0.05％的Al、1.6％至2.2％的Mn、0.5％至1.2％的Ni、0.005％至0.050％的Nb、0.005％至0.03％的Ti和0.2％至0.6％的Cu、100ppm或更少的P和40ppm或更少的S以及余量的Fe和不可避免的杂质，以及在直至t/10(t在下文中是指钢材的厚度)的表面区域中包含90面积％或更大(包括100面积％)的贝氏体作为显微组织。此外，通过EBSD测量的具有15°或更大的大倾角晶界的晶粒的粒度为10μm或更小(不包括0μm)。

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NRL-DWT物理性质的超厚钢材及其制造方法。
背景技术
近来，对于诸如国内外建造的船舶等结构的设计，需要开发高强度超厚钢材，这是因为当在结构的设计中使用高强度超厚钢材时，除了基于轻质化结构形式的经济效益之外，还可以使结构更薄并且可以使结构的厚度变薄，从而便于加工和焊接。
通常，在高强度超厚钢材的生产中，由于总轧制压下率降低在整个组织中不会引起足够的应变，因此组织变粗大。此外，在用于确保强度的快速冷却期间，由于相对大的厚度，产生表面部分与中心部分之间的冷却速率的差异。因此，在表面部分上产生大量的粗大低温转变相(例如贝氏体)，并因此，可能难以确保韧性。详细地，在脆性裂纹扩展阻力表示结构的稳定性的情况下，当应用于诸如船舶的主要结构时，对确保的要求不断增加。在超厚钢的情况下，由于韧性降低，明显难以保证这样的脆性裂纹扩展阻力。
在实践中，许多船级社和钢材制造商进行了可以准确地评估脆性裂纹扩展阻力以保证脆性裂纹扩展阻力的大型拉伸试验。然而，在这种情况下，进行试验可能引起大量成本，因此，可能难以保证其应用于大规模生产。为了降低这样的不合理性，已经稳定地进行了对可以代替大型拉伸试验的小型拉伸试验的研究。作为最具希望的试验，许多船级社和钢材制造商采用ASTM E208-06的表面部分海军研究实验室-落锤试验(Naval ResearchLaboratory-Drop Weight Test，NRL-DWT)。
基于如下研究结果采用表面部分上NRL-DWT：在控制表面部分的显微组织以及现有研究的情况下，在脆性裂纹扩展时裂纹扩展速度减慢，脆性裂纹扩展阻力优异。其他研究人员已想出各种技术以改善NRL-DWT物理性质，例如在精轧期间进行表面冷却以使表面晶粒尺寸精细和通过在轧制期间提供弯曲应力来控制晶粒尺寸。然而，存在如下问题：在将所述技术本身应用于一般生产系统时，生产率大幅降低。
在另一方面，已知当添加大量诸如Ni等的元素以改善韧性时，可以改善NRL-DWT表面性质。然而，由于这样的元素是昂贵的元素，因此就制造成本而言其商业用途可能是困难的。
发明内容
技术问题
本公开的一个方面是提供表面部分NRL-DWT物理性质优异的超厚钢材及其制造方法。
技术方案
根据本公开的一个方面，高强度超厚钢材以重量％计包含0.04％至0.1％的碳(C)、0.05％至0.5％的硅(Si)、0.01％至0.05％的铝(Al)、1.6％至2.2％的锰(Mn)、0.5％至1.2％的镍(Ni)、0.005％至0.050％的铌(Nb)、0.005％至0.03％的钛(Ti)、0.2％至0.6％的铜(Cu)、100ppm或更少的磷(P)和40ppm或更少的硫(S)以及余量的铁(Fe)和不可避免的杂质，以及在直至t/10(t在下文中是指钢材的厚度(mm))的表面以下区域中，包含90面积％或更大(包括100面积％)的贝氏体作为高强度超厚钢材的显微组织。钢材的通过EBSD测量的具有15°或更大的大倾角晶界的晶粒的粒度为10μm或更小(不包括0μm)。
根据本公开的另一个方面，制造高强度超厚钢材的方法包括：将板坯再加热，所述板坯以重量％计包含0.04％至0.1％的碳(C)、0.05％至0.5％的硅(Si)、0.01％至0.05％的铝(Al)、1.6％至2.2％的锰(Mn)、0.5％至1.2％的镍(Ni)、0.005％至0.050％的铌(Nb)、0.005％至0.03％的钛(Ti)、0.2％至0.6％的铜(Cu)、100ppm或更少的磷(P)和40ppm或更少的硫(S)以及余量的铁(Fe)和不可避免的杂质；以及对在再加热中经再加热的板坯进行粗轧，然后将板坯以0.5℃/秒或更大的速率冷却至Ar3℃或更高至(Ar3+100)℃或更低的温度；以及对在冷却中经冷却的板坯进行精轧，然后对板坯进行水冷。
有益效果
根据本公开的一个方面，用于结构的超厚钢材具有优异的表面部分NRL-DWT物理性质。
根据本公开的一个实施方案的多种且积极的性质和效果不限于以上描述，并且所述性质和效果在描述本公开的详细实施方案的过程中可以更容易理解。
具体实施方式
在下文中，将详细描述根据本公开的一个实施方案的在表面部分NRL-DWT物理性质方面优异的超厚钢材。
首先，将详细描述根据本公开的一个实施方案的超厚钢材的合金组分和所需的含量范围。应注意，除非另有说明，否则下面描述的各组分的含量均基于重量。
C：0.04％至0.1％
在本公开中，碳是在确保基本强度方面显著重要的元素，因此，其需要以适当的范围包含在钢中。为了在本公开中获得这样的效果，碳的含量可以为0.04％或更大。然而，如果含量超过1.0％，则提高了淬透性并且产生了相对大量的马氏体-奥氏体成分以及促进了低温转变相的生成，从而降低韧性。因此，C的含量可以为0.04％至1.0％，更具体地为0.04％至0.09％。
Si：0.05％至0.5％，Al：0.01％至0.05％
Si和Al是通过在炼钢和连铸工艺期间使钢水中的溶解氧以熔渣形式析出的脱氧所必需的合金元素，并且在使用转炉生产钢时通常分别包含0.05％或更多的Si和0.01％或更多的Al。然而，如果含量过量，则可能产生相对粗大的Si或Al复合氧化物，或者可能在显微组织中产生大量的粗大相的马氏体-奥氏体成分。为了防止这种情况，Si含量的上限可以限制为0.5％，更具体地限制为0.4％，以及Al含量的上限可以限制为0.05％，并且更具体地限制为0.04％。
Mn：1.6％至2.2％
Mn是可用于改善淬透性从而通过固溶强化改善强度并产生低温转变相的元素，因此，需要添加1.6％或更多的Mn以满足460MPa或更大的屈服强度。然而，添加大于2.2％由于淬透性过度增加而促使上贝氏体和马氏体的形成，这可能大幅降低冲击韧性和表面NRL-DWT物理性质。因此，Mn含量可以为1.6％至2.2％，并且更具体地为1.6％至2.1％。
Ni：0.5％至1.2％
Ni是用于通过在低温下改善位错的交叉滑移以改善冲击韧性和淬透性来改善强度的重要元素。为了改善屈服强度为460MPa或更大的高强度钢的冲击韧性和脆性裂纹扩展阻力，可以以0.5％或更大的量添加Ni。然而，如果以大于1.2％的量添加Ni，则淬透性过度增加，并因此产生低温转变相，从而降低韧性，这提高了制造成本。因此，Ni含量可以为0.5％至1.2％，更具体地为0.6％至1.1％。
Nb：0.005％至0.050％
Nb以NbC或NbCN的形式析出以改善基材的强度。此外，在高温下再加热时固化的Nb在轧制时以NbC的形式极细小地析出，从而抑制奥氏体的再结晶使得组织可以是精细的。因此，可以以0.005％或更大的量添加Nb，但是如果以超过0.050％添加Nb，则可能在钢的角部产生脆性裂纹。因此，Nb含量可以为0.005％至0.050％，更具体地为0.01％至0.040％。
Ti：0.005％至0.03％
在添加Ti的情况下，Ti在再加热时析出为TiN以抑制基材和焊接热影响区中的晶粒的生长，从而显著改善低温韧性。为了获得有效的TiN析出，应添加0.005％或更多的Ti。然而，超过0.03％的过度添加存在这样的问题：连铸用水口堵塞和或中心部结晶，从而降低低温韧性。因此，Ti含量可以为0.005％至0.03％，并且更具体地为0.01％至0.025％。
Cu：0.2％至0.6％
Cu是用于改善淬透性并通过引起固溶强化来提高钢的强度的主要元素，并且是用于通过在施加回火下形成ε-Cu析出物来增加屈服强度的主要元素。因此，可以添加0.2％或更多的Cu。然而，如果Cu的含量超过0.6％，则在炼钢过程中可能发生由于热脆性而引起的板坯开裂。因此，Cu含量可以为0.2％至0.6％，更具体地为0.25％至0.55％。
P：不大于100ppm，S：不大于40ppm
P和S是在晶界引起脆性或者导致粗大的夹杂物从而引起脆性的元素。为了改善脆性裂纹扩展阻力，P的含量可以限制成不大于100ppm，以及S的含量可以限制成不大于40ppm。
以上描述的组成的剩余部分为Fe。然而，在一般的制造过程中，可能不可避免地从原料或周围环境中并入非预期的杂质，这是无法排除的。这些杂质对制造领域的技术人员而言是已知的，并因此在本说明书中没有特别提及。
在下文中，将详细描述根据本公开中一个实施方案的高强度超厚钢材的显微组织。
根据本公开中一个实施方案的高强度超厚钢材在直至t/10(t在下文中是指钢材的厚度(mm))的表面以下区域中包含90面积％或更大(包括100面积％)的贝氏体作为显微组织，并且通过EBSD测量的具有15°或更大的大倾角晶界的晶粒的粒度为10μm或更小(不包括0μm)。
如上所述，通常，由于在高强度超厚钢材的制造期间在整个组织中未形成足够的变形，组织变得粗大，并且在用于确保强度的快速冷却期间由于厚的厚度而产生表面部分与中心部分之间的冷却速率差异。因此，在表面部分上产生大量的粗大低温转变相例如贝氏体等，这使得难以确保韧性。
然而，根据本公开的一个实施方案，在制造过程中通过在粗轧之后进行冷却来在表面部分上发生初步贝氏体转变，然后，通过精轧使表面贝氏体组织变得精细以由此获得超厚钢材。因此，控制成在超厚钢材的直至t/10(t在下文中是指钢材的厚度)的表面以下区域中，通过EBSD测量的具有15°或更大的大倾角晶界的晶粒的粒度为10μm或更小(不包括0μm)。因此，可以提供即使在表面部分上包含大量(90面积％或更大)的贝氏体的情况下也具有优异的表面部分NRL-DWT物理性质的超厚钢材。在另一方面，在本公开中，在直至t/10位置的表面以下区域中除贝氏体之外的其余组织没有特别限制，但是可以为选自多边形铁素体、针状铁素体和马氏体中的一者或更多者。
根据一个实例，在超厚钢材的表面下方从t/10位置至t/2位置的表面以下区域中，根据本公开的一个实施方案的超厚钢材可以包含95面积％或更大(包括100面积％)的针状铁素体和贝氏体的复合组织以及5面积％或更小(包括0面积％)的马氏体-奥氏体成分作为显微组织。如果复合组织的面积比率小于95％或者马氏体-奥氏体成分的面积比率大于5面积％，则基材的冲击韧性和CTOD物理性质可能劣化。
根据本公开的一个实例，在组合包含复合组织例如针状铁素体和贝氏体的情况下，无论分数如何，均可以满足本公开中所需的物理性质，因此，复合组织的各相的分数没有特别限制。
在根据本发明的一个实施方案的高强度超厚钢材的情况下，表面NRL-DWT物理性质显著优异。根据一个实施例，获自根据一个实施方案的高强度超厚钢材的表面的试验试样的零值延性转变(Nil-Ductility Transition，NDT)温度为-60℃或更低，NDT温度基于ASTM 208-06中规定的海军研究实验室-落锤试验(NRL-DWT)。
此外，根据本公开的一个实施方案的高强度超厚钢材具有积极的特性例如优异的低温韧性。根据一个实例，在高强度超厚钢材的表面正下方t/4位置处取样的试件下，冲击转变温度可以为-40℃或更低。
此外，根据本公开的一个实施方案的高强度超厚钢材具有屈服强度显著优异的积极特性。根据一个实例，根据一个实施方案的高强度超厚钢材的板厚度为50mm至100mm且屈服强度为460MPa或更大。
上述根据本公开的一个实施方案的高强度超厚钢材可以通过各种方法来生产，并且其生产方法没有特别限制。然而，作为优选实例，可以使用以下方法作为一个实例。
在下文中，将详细描述本公开的另一个实施方案中的制造表面部分NRL-DWT物理性质优异的超厚钢材的方法。在以下对制造方法的描述中，除非另有说明，否则热轧钢板(板坯)的温度是指在厚度方向上距热轧钢板(板坯)的表面的t/4(t：钢板的厚度)位置处的温度，其以相同方式应用于作为冷却时测量冷却速率的标准的位置。
首先，将具有上述组分体系的板坯再加热。
根据一个实例，板坯再加热温度可以为1000℃至1150℃，并且具体为1050℃至1150℃。如果再加热温度低于1000℃，则在铸造期间形成的Ti和/或Nb碳氮化物可能不会充分固化。在另一方面，如果再加热温度超过1150℃，则可能使奥氏体粗大化。
接着，对经再加热的板坯进行粗轧。
根据一个实例，粗轧温度可以为900℃至1150℃。当在上述温度范围内进行粗轧时，具有这样的积极特性：通过粗大奥氏体的再结晶以及在铸造期间形成的诸如枝晶等的铸造组织的破坏而可以使晶粒尺寸减小。
根据一个实例，粗轧期间的累积轧制压下率可以为40％或更大。当将累积轧制压下率控制在上述范围内时，可以引起充分的再结晶以获得精细组织。
接着，对经粗轧的板坯进行冷却。该过程是在精轧之前在表面部分中发生贝氏体转变的操作。在这种情况下冷却可以是指水冷。
此时，冷却终止温度可以为Ar3℃或更高至(Ar3+100℃)或更低。如果冷却终止温度超过(Ar3+100)℃，则在冷却期间在表面部分上不会充分发生贝氏体转变，并因此，在后加工精轧期间中不会发生由于轧制和热回收(heat recuperation)而引起的逆转变，从而导致表面部分上的最终组织粗大化的问题。在另一方面，如果冷却终止温度低于Ar3℃，则不仅在表面部分上而且还在钢材的表面下方的表面以下t/4位置中发生转变，并且在缓慢冷却期间产生的铁素体可能在经受两相区轧制的同时被拉伸，从而使强度和韧性劣化。
此时，冷却速率可以为0.5℃/秒或更大。如果冷却速率小于0.5℃/秒，则在表面部分上不会充分发生贝氏体转变，并且在后加工精轧期间不会发生由于轧制和热回收而引起的逆转变，从而导致表面部分上的最终组织粗大化的问题。在另一方面，冷却速率越高，越有利于确保所需组织。因此，其上限没有特别限制，但是即使在用冷却水进行的冷却的情况下，实际上也难以获得超过10℃/秒的冷却速率。当考虑到这一点时，上限可以限制为10℃/秒。
接着，使经冷却的板坯经受精轧以获得经热轧的钢板。在这种情况下，确定精轧温度与经粗轧的板坯的冷却终止温度有关。因此，在本公开中，精轧温度没有特别限制。然而，如果精轧的终轧温度低于Ar3℃(在板厚度方向上距板坯的表面的t/4位置)，则可能难以获得期望的组织。因此，精轧的终轧温度可以限制为Ar3℃或更高。
接着，对经热轧的钢板进行水冷。
根据一个实例，水冷期间的冷却速率可以为3℃/秒或更大。如果冷却速率小于3℃/秒，则经热轧的钢板的中心部分的显微组织无法适当地形成，并且屈服强度可能降低。
根据一个实例，水冷期间的冷却终止温度可以为600℃或更低。如果冷却终止温度超过600℃，则经热轧的钢板的中心部分的显微组织可能无法适当地形成，并且屈服强度可能降低。
在下文中，将参照实施例更具体地描述本公开的实施方案。然而，对这些实施方案的描述仅旨在举例说明本公开的实践，但是本公开不限于此。本公开的范围由权利要求中描述的事项和由其合理推断的事项确定。
发明实施方式
(实施方案)
将具有表1中所示的组成的厚度为400mm的钢板坯在1060℃下再加热，然后在1020℃的温度下经受粗轧，以生产棒材。粗轧时的累积轧制压下率为50％，并且粗轧棒材厚度为200mm。在粗轧之后，在表2中所示的条件下将棒材冷却，接着进行精轧以获得经热轧的钢板。其后，将钢板以3.5℃/秒至5℃/秒的冷却速率水冷至300℃至400℃的温度，从而制造超厚钢材。
然后，分析所制备的超厚钢材的显微组织并评估拉伸特性。结果示于下表3中。在这种情况下，用光学显微镜观察钢的显微组织，并通过标准室温拉伸试验测量拉伸特性。
[表1]
[表2]
(在表2中，最终道次轧制是指精轧)
[表3]
如从表3可以看出，在实施例1至5的情况下，满足本公开中提出的所有条件，可以看出，对于在表面正下方t/4位置处取得的屈服强度为460MPa或更大的试件，冲击转变温度为-40度或更低，根据ASTM 208-06中规定的海军研究实验室-落锤试验(NRL-DWT)的零值延性转变(NDT)温度不高于-60度。
同时，在比较例1和4的情况下，可以看出，由于在粗轧之后的冷却期间的冷却终止温度低于Ar3℃，在冷却期间在表面部分上发生充分的贝氏体转变，使得在精轧期间由于逆转变而引起晶粒尺寸减小。然而，可以看出，由于在中心部分产生大量软质相，屈服强度降低至小于460MPa。
此外，在比较例2和3的情况下，可以看出，由于在粗轧之后在冷却时冷却终止温度超过(Ar3+100℃)并因此在冷却期间在表面部分上未发生充分的贝氏体转变，没有获得由于精轧期间的逆转变而引起的晶粒尺寸减小，使得在水冷之后，在表面部分上产生粗大的贝氏体，并因此，冲击转变温度和零值延性转变(NDT)温度在本公开中提出的范围之外。
在比较例5的情况下，由于具有高于本公开中提出的C上限的值，在表面部分上产生精细贝氏体，但是冲击转变温度和零值延性转变(NDT)温度由于相对高含量的C而在本公开中提出的范围之外。
在比较例6的情况下，由于具有高于本公开中提出的Mn上限的值，在表面部分上产生精细贝氏体，但是由于高的Mn含量而产生高强度贝氏体。因此，可以看出，零值延性转变(NDT)温度在本公开的一个实施方案所建议的范围之外。
在比较例7中，由于具有比本公开中建议的C下限和Mn下限更低的值，在表面部分和中心部分上产生大量软质相，并因此表面部分上的粒度粗大化。具体地，可以看出，由于在中心部分中产生大量软质，屈服强度低于本公开中提出的460MPa的屈服强度。
在比较例8的情况下，由于具有比本公开中提出的Ni上限更低的值，在表面部分上产生足够精细的贝氏体组织，但是冲击转变温度和零值延性转变(NDT)温度由于韧性基于相对低含量的Ni降低而在本公开中建议的范围之外。
在比较例9的情况下，由于具有比本公开中建议的Ti上限和Nb上限更高的值，强度由于过度的淬透性而增加，并且冲击转变温度和零值延性转变(NDT)温度由于析出强化所引起的韧性降低而在本公开中建议的范围之外。
虽然以上已经示出和描述了实施方案，但是对于本领域技术人员明显的是，在不脱离由所附权利要求限定的本公开的范围的情况下，可以进行修改和改变。

Claims (11)

1.一种高强度超厚钢材，包含：
以重量％计，0.04％至0.1％的碳(C)、0.05％至0.5％的硅(Si)、0.01％至0.05％的铝(Al)、1.6％至2.2％的锰(Mn)、0.5％至1.2％的镍(Ni)、0.005％至0.050％的铌(Nb)、0.005％至0.03％的钛(Ti)、0.2％至0.6％的铜(Cu)、100ppm或更少的磷(P)和40ppm或更少的硫(S)以及余量的铁(Fe)和不可避免的杂质，以及
在直至t/10的表面以下区域中，90面积％或更大且包括100面积％的贝氏体作为所述钢材的显微组织，其中，t在是指钢材的厚度(mm)，
其中所述钢材的通过EBSD测量的具有15°或更大的大倾角晶界的晶粒的粒度为10μm或更小，不包括0μm。
2.根据权利要求1所述的高强度超厚钢材，其中在从t/10至t/2的表面以下区域中，所述钢材包含95面积％或更大且包括100面积％的针状铁素体和贝氏体的复合组织以及5面积％或更小且包括0面积％的马氏体-奥氏体成分作为显微组织。
3.根据权利要求1所述的高强度超厚钢材，其中基于ASTM 208-06中规定的海军研究实验室-落锤试验(NRL-DWT)，取自所述钢材的表面的试样的零值延性转变(NDT)温度为-60℃或更低。
4.根据权利要求1所述的高强度超厚钢材，其中取自所述钢材的表面以下的表面下t/4位置的试样的冲击转变温度为-40℃或更低。
5.根据权利要求1所述的高强度超厚钢材，其中所述钢材的板厚度为50mm至100mm，以及所述钢材的屈服强度为460MPa或更大。
6.一种制造高强度超厚钢材的方法，所述方法包括：
将板坯再加热，所述板坯包含以重量％计的0.04％至0.1％的碳(C)、0.05％至0.5％的硅(Si)、0.01％至0.05％的铝(Al)、1.6％至2.2％的锰(Mn)、0.5％至1.2％的镍(Ni)、0.005％至0.050％的铌(Nb)、0.005％至0.03％的钛(Ti)、0.2％至0.6％的铜(Cu)、100ppm或更少的磷(P)和40ppm或更少的硫(S)以及余量的铁(Fe)和不可避免的杂质；
对经在所述再加热中再加热的所述板坯进行粗轧，然后将所述板坯以0.5℃/秒或更大的速率冷却至Ar3℃或更高至(Ar3+100)℃或更低的温度；以及
对经在所述冷却中冷却的所述板坯进行精轧，然后对所述板坯进行水冷。
7.根据权利要求6所述的制造高强度超厚钢材的方法，其中所述板坯被再加热的温度为1000℃至1150℃。
8.根据权利要求6所述的制造高强度超厚钢材的方法，其中所述粗轧在900℃至1150℃的温度下进行。
9.根据权利要求6所述的制造高强度超厚钢材的方法，其中所述粗轧期间的累积压下率为40％或更大。
10.根据权利要求6所述的制造高强度超厚钢材的方法，其中所述水冷中的冷却速率为3℃/秒或更大。
11.根据权利要求6所述的制造高强度超厚钢材的方法，其中所述水冷中的冷却终止温度为500℃或更低。
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