CN113242910A - 具有优异的脆裂萌生抗力的超厚结构钢材及其制造方法 - Google Patents

具有优异的脆裂萌生抗力的超厚结构钢材及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明的一个实施方案提供了具有优异的脆裂萌生抗力的超厚结构钢及其制造方法，所述超厚结构钢按重量％计包含0.03％至0.08％的C、1.6％至2.2％的Mn、0.6％至1.3％的Ni、0.005％至0.03％的Nb、0.005％至0.02％的Ti、0.1％至0.4％的Cu、100ppm或更少的P、40ppm或更少的S、1.5ppm或更少的H、以及余量的Fe和其他不可避免的杂质，其中按面积分数计显微组织中的针状铁素体与粒状贝氏体之和为80％或更大，基于钢的厚度中心的±1mm区域中的每1mm2单位面积具有30μm或更大尺寸的裂纹的总长度之和为130μm或更小，以及屈服强度为500MPa或更高。

Description

具有优异的脆裂萌生抗力的超厚结构钢材及其制造方法
技术领域
本公开涉及具有优异的脆裂萌生抗力的超厚结构钢材及制造其的方法。
背景技术
近年来，在国内外造船业等中使用的结构设计方面已经需要开发超厚高强度钢材。当高强度钢用于设计结构时，可以使这样的结构减轻以获得经济效益，并且可以使钢板变薄以同时确保易于加工和焊接操作。
通常，当使用超厚钢板制造高强度钢时，整体组织可能由于总压下率的提高而变形不充分。因此，组织可能变粗大，并且在淬火过程中可能由于大的厚度而出现表面部分与中心部分的冷却速率之间的差异，使得粗大的低温转变相例如贝氏体等可能在表面部分上形成，从而导致难以确保韧性。
详细地，仅现有的海事结构需要保证代表结构稳定性的脆裂萌生抗力。近年来，存在其中即使是造船领域例如超大型船舶中的一次结构也需要保证脆裂萌生抗力的情况越来越多。然而，当中心部分中产生粗大的低温转变相或存在不均匀缺陷时，脆裂萌生抗力可能显著降低。因此，改善超厚高强度钢材的脆裂萌生抗力可能非常困难。
此外，在脆裂萌生抗力的情况下，已经集中进行了关于确保焊接区的物理特性的研究，但是，基础材料自身的脆裂萌生抗力的保证近年来一直在提高。然而，当制造超厚钢板时，大量合金元素的添加和压下率的降低可能导致去除中心部分中出现的缺陷非常困难。由于这样的残留缺陷，可能难以保证基础材料自身的脆裂萌生抗力。此外，这样的残留缺陷可能降低焊接区的脆裂萌生抗力。
在现有的屈服强度为500MPa或更高的超厚高强度钢材的情况下，为了改善焊接区的脆裂萌生抗力，为以下做出了努力：使用氮化钛(TiN)细化热影响区的显微组织(参见专利文献1)，使用氧化物冶金在热影响区中形成铁素体(参见专利文献2)，或者设计并应用低合金组分。遗憾的是，这样的努力可能对改善焊接区的脆裂萌生抗力稍有帮助，但可能不是对脆裂萌生抗力的降低有主要影响的残留缺陷的根本对策。因此，存在对新方法的需求。
[相关技术文献]
(专利文献1)日本特许专利公开第2010-095781号
(专利文献2)日本特许专利公开第2009-138255号
发明内容
技术问题
本公开的一个方面在于提供具有优异的脆裂萌生抗力的超厚结构钢材及制造其的方法。
技术方案
根据本公开的一个方面，具有优异的脆裂萌生抗力的超厚结构钢材按重量％计包含C：0.03％至0.08％、Mn：1.6％至2.2％、Ni：0.6％至1.3％、Nb：0.005％至0.03％、Ti：0.005％至0.02％、Cu：0.1％至0.4％、P：100ppm或更少、S：40ppm或更少、H：1.5ppm或更少、以及余量的Fe和不可避免的杂质。按面积分数计，显微组织中的针状铁素体与粒状贝氏体之和为80％或更大，距钢材的厚度中心±1mm区域中的每1mm2单位面积具有30μm或更大尺寸的裂纹的总长度之和为130μm或更小，以及屈服强度为500MPa或更高。
根据本公开的另一个方面，制造具有优异的脆裂萌生抗力的超厚结构钢材的方法包括：制备钢水，所述钢水按重量％计包含C：0.03％至0.08％、Mn：1.6％至2.2％、Ni：0.6％至1.3％、Nb：0.005％至0.03％、Ti：0.005％至0.02％、Cu：0.1％至0.4％、P：100ppm或更少、S：40ppm或更少、H：1.5ppm或更少、以及余量的Fe和不可避免的杂质；对钢水进行连铸以获得钢坯；将钢坯再加热至1000℃至1150℃的温度；在900℃至1150℃的温度下，对经再加热的钢坯进行粗轧；基于1/4t(其中“t”为钢材的厚度)，在Ar3或更高的温度下对经粗轧的钢坯进行精轧，以获得热轧钢材；以及以3℃/秒或更高的冷却速率将热轧钢材冷却至300℃至600℃的温度，钢水的制备包括对钢水进行RH-精炼15分钟至40分钟。
有益效果
如上所述，钢的中心部分的缺陷可以有效地减少以提供具有优异的脆裂萌生抗力的超厚结构钢材及制造其的方法。
具体实施方式
在下文中，将描述具有优异的脆裂萌生抗力的超厚结构钢材。首先，将描述本公开的合金组成。除非另有说明，否则以下所述的合金组成的含量以重量％表示。
C：0.03％至0.08％
由于C是确保基本强度中的最重要元素，因此C可能需要以适当的范围包含在钢中。当C含量多于0.08％时，在基础材料和热影响区中可能形成大量的马氏体-奥氏体(MA)组分和低温转变相，从而使韧性劣化。当C含量低于0.03％时，强度可能降低。因此，C的含量优选地在0.03％至0.08％的范围内。C含量的下限可以详细地为0.035％，进一步详细地为0.037％，并且更进一步详细地为0.04％。C含量的上限可以详细地为0.075％，进一步详细地为0.07％，并且更进一步详细地为0.065％。
Mn：1.6％至2.2％
Mn可以是通过固溶强化来改善强度和改善淬透性以形成低温转变相的有用元素。为了满足通过本公开获得的500MPa的屈服强度，可以以1.6％或更多的量添加Mn。然而，当Mn含量多于2.2％时，由于淬透性的过度提高而促进了上贝氏体和马氏体的形成，从而显著降低冲击韧性和脆裂萌生抗力。因此，Mn的含量可以详细地在1.6％至2.2％的范围内。Mn含量的下限可以详细地为1.65％，进一步详细地为1.7％，并且更进一步详细地为1.8％。Mn含量的上限可以详细地为2.15％，进一步详细地为2.1％，并且更进一步详细地为2.05％。
Ni：0.6％至1.3％
Ni可以是用于促进相对低温下的位错交叉滑移以改善冲击韧性和用于改善淬透性以提高强度的重要元素。为了改善屈服强度为500MPa的高强度钢的冲击韧性和脆裂萌生抗力，Ni可以详细地以0.6％或更多的量添加。然而，当Ni的含量多于1.3％时，淬透性可以过度提高，使得可以形成低温转变相，从而降低韧性并增加制造成本。因此，Ni的含量可以在0.6％至1.3％的范围内。Ni含量的下限可以详细地为0.65％，进一步详细地为0.7％，并且更进一步详细地为0.75％。Ni含量的上限可以详细地为1.25％，进一步详细地为1.2％，并且更进一步详细地为1.15％。
Nb：0.005％至0.03％
Nb可以以NbC或NbCN的形式析出以改善基础材料的强度。此外，在再加热至高温期间所固溶的Nb在轧制期间可以以NbC的形式显著细小地析出，使得可以抑制奥氏体的再结晶以细化组织。为了确保这样的效果，Nb可以详细地以至少0.005％的量添加。然而，当Nb的含量多于0.03％时，脆性裂纹可能在钢材的边缘中出现，并且大量的MA可能在基础材料中形成，使得脆裂萌生抗力可能降低。因此，Nb的含量可以详细地在0.005％至0.03％的范围内。Nb含量的下限可以详细地为0.008％，进一步详细地为0.01％，并且更进一步详细地为0.012％。Nb含量的上限可以详细地为0.027％，进一步详细地为0.025％，并且更进一步详细地为0.023％。
Ti：0.005％至0.02％
在再加热期间，Ti作为TiN析出以抑制基础材料和热影响区的晶粒生长，使得低温韧性可以得到显著改善。为了获得这样的效果，Ti可以以0.005％或更多的量添加。然而，当Ti以多于0.02％的量添加时，由于中心部分中的结晶，连铸喷嘴可能被堵塞或低温韧性可能降低。因此，Ti的含量可以详细地在0.005％至0.02％的范围内。Ti含量的下限可以详细地为0.007％，进一步详细地为0.08％，并且更进一步详细地为0.01％。Ti含量的上限可以详细地为0.018％，进一步详细地为0.016％，并且更进一步详细地为0.014％。
Cu：0.1％至0.4％
Cu可以是改善淬透性和提供固溶强化以提高钢材强度的重要元素，并且也可以是用于当对钢材施加回火时通过形成υCu析出物来提高屈服强度的主要元素。因此，Cu可以详细地以0.1％或更多的量添加。然而，当Cu的含量多于0.4％时，可能由于炼钢过程中的热脆性而出现板坯裂纹。因此，Cu的含量可以详细地在0.1％至0.4％的范围内。Cu含量的下限可以详细地为0.12％，进一步详细地为0.15％，并且更进一步详细地为0.18％。Cu含量的上限可以详细地为0.38％，进一步详细地为0.35％，并且更进一步详细地为0.32％。
P：100ppm或更少
P是导致晶界处发生脆性或形成粗夹杂物以引起脆性的元素。为了改善止脆裂性，可以将P的含量控制为少于100ppm或更少。P的含量可以详细地为90ppm或更少，进一步详细地为80ppm或更少，并且更进一步详细地为60ppm或更少。
S：40ppm或更少
与P类似，S是导致晶界处发生脆性或形成粗夹杂物以引起脆性的元素。为了改善止脆裂性，可以将S的含量控制为40ppm或更少。S的含量可以详细地为30ppm或更少，进一步详细地为20ppm或更少，并且更进一步详细地为10ppm或更少。
H：1.5ppm或更少
当氢气以大量存在时，冷却结束之后，其可能积聚在夹杂物等中，并可能引起氢致开裂性(HIC)，从而导致微裂纹。为了改善脆裂萌生抗力，可以将H含量控制为1.5ppm或更少。H的含量可以详细地为1.3ppm或更少，进一步详细地为1.1ppm或更少，并且更进一步详细地为0.9ppm或更少。
本公开的余量可以为铁(Fe)。然而，在一般制造过程中，可能从原材料或周围环境中不可避免地添加不可避免的杂质，并因此不可能将杂质排除。一般制造工艺领域的技术人员可以了解杂质，因此，在本公开中可以不提供杂质的描述。
根据本公开的超厚钢材可以具有其中针状铁素体的面积分数与粒状铁素体的面积分数之和可以详细地为80％或更大的显微组织。如上所述，在本公开中，可以通过包含针状铁素体和粒状贝氏体的混合组织作为主要组织来确保高强度，并且可以通过首先使针状铁素体成核以防止贝氏体相的晶粒变得粗大来获得高强度。当针状铁素体与粒状贝氏体之和小于80面积％时，其可能不足以获得以上效果。因此，针状铁素体与粒状贝氏体之和可以为80面积％或更大，详细地为85面积％或更大，进一步详细地为90面积％或更大，并且更进一步详细地为95面积％或更大。根据本公开的超厚钢材的余量显微组织可以为上贝氏体、马氏体-奥氏体(MA)组分和退化珠光体中的一种或更多种。在本公开中，余量显微组织越小，越优选。退化珠光体是指由于破碎的层状组织而具有细小尺寸的珠光体组织。
在根据本公开的超厚钢材中，在距厚度中心±1mm的区域中，每1mm2单位面积具有30μm或更大尺寸的裂纹的总长度之和可以为130μm或更小。如上所述，可以抑制钢材的中心部分中出现的缺陷，以改善基础材料的脆裂萌生抗力。裂纹的总长度之和可以详细地为110μm或更小，进一步详细地为100μm或更小，并且更进一步详细地为90μm或更小。
由本公开提供的超厚钢材可以具有500MPa或更高的屈服强度。此外，在-10℃的温度下，基础材料的平均裂纹尖端张开位移(CTOD)值可以为0.4mm或更大，并且中心部分的冲击转变温度可以为-40℃或更低。通过确保如上所述的优异的屈服强度和脆裂萌生抗力，本公开的超厚钢可以详细地作为结构钢。
在下文中，将描述制造根据本公开的一个示例性实施方案的具有优异的脆裂萌生抗力的超厚结构钢材的方法。
可以制备具有以上合金组成的钢水。当制备钢水时，可以通过对钢水进行RH-精炼15分钟或更长来将氢(H)的含量控制为1.5ppm或更少。当RH精炼时间少于15分钟时，可能难以充分地减少氢，使得可能难以改善脆裂萌生抗力。另一方面，当RH精炼时间多于40分钟时，如与H减少效果相比，其在经济和成本方面可能是不利的。因此，RH精炼时间可以详细地为15分钟至40分钟。RH精炼时间的下限可以详细地为18分钟，进一步详细地为20分钟，并且更进一步详细地为25分钟。RH精炼时间的上限可以详细地为38分钟，进一步详细地为36分钟，并且更进一步详细地为34分钟。
然后，可以对钢水进行连铸以获得钢坯。本领域中常规使用的所有方法可以应用于连铸。
可以将钢坯再加热至1000℃至1150℃的温度。再加热温度可以详细地为1000℃或更高，以使在铸造期间形成的钛(Ti)和/或铌(Nb)的碳氮化物固溶。由于当再加热温度过高时奥氏体可能粗化，因此再加热温度可以详细地为1150℃或更低。因此，再加热温度可以详细地为1000℃至1150℃。再加热温度的下限可以详细地为1010℃，进一步详细地为1030℃，并且更进一步详细地为1050℃。再加热温度的上限可以为1120℃，进一步详细地为1100℃，并且更进一步详细地为1080℃。
可以在900℃至1150℃的温度下对再加热的钢坯进行粗轧。可以进行粗轧以调节钢坯的形状。此外，可以进行粗轧以获得不仅破坏通过铸造期间的粗轧形成的枝晶等的铸造组织的效果而且通过粗奥氏体的再结晶来减小晶粒尺寸的效果。为此，粗轧温度可以高于或等于奥氏体的再结晶停止的温度Tnr，例如可以高于或等于900℃。另一方面，当粗轧温度为1150℃或更高时，奥氏体可能粗化。因此，粗轧温度可以详细地为900℃至1150℃。粗轧温度的下限可以详细地为920℃，进一步详细地为930℃，并且更进一步详细地为940℃。粗轧温度的上限可以详细地为1100℃，进一步详细地为1080℃，并且更进一步详细地为1060℃。
为了通过充分的再结晶来细化组织，可以将粗轧期间的总累积压下率控制为30％或更大。粗轧期间的总累积压下率可以详细地为40％或更大，进一步详细地为45％或更大，并且更进一步详细地为50％或更大。
可以在基于1/4t(其中“t”为钢材的厚度)的至少Ar3(铁素体形成温度)的温度下对经粗轧的钢坯进行精轧，以获得热轧钢。可以进行精轧以将经粗轧的钢坯的奥氏体组织变成变形的奥氏体组织并向其中引入电势。当精轧温度低于Ar3时，在厚度方向的整个显微组织中可能形成大量的空气冷却铁素体，从而难以确保500MPa或更高的屈服强度。因此，精轧温度可以为Ar3或更高。精轧温度可以详细地为Ar3+20℃或更高，进一步详细地为Ar3+40℃或更高，并且更进一步详细地为Ar3+60℃或更高。
为了通过中心显微组织的细化来提高脆裂萌生抗力，可以将精轧期间的总累积压下率控制为40％或更大。精轧期间的总累积压下率可以详细地为45％或更大，进一步详细地为50％或更大，并且更进一步详细地为53％或更大。
可以以3℃/秒或更高的冷却速率将热轧钢冷却至300℃至600℃的温度。当冷却期间的冷却速率小于3℃/秒或冷却结束温度高于600℃时，随着显微组织软化，屈服强度可以为500MPa或更低。当冷却结束温度低于300℃时，冷却结束之后，氢可能难以逃逸至外部，使得存在中心发生微裂纹的高可能性。更具体地，具有高氢固溶性的奥氏体组织可以通过冷却转变成具有低氢固溶性的显微组织例如针状铁素体和粒状贝氏体。在这种情况下，氢可以向钢材的外表面逃逸。然而，当冷却结束温度低于300℃时，氢无足够的时间向钢材的外表面逃逸，使得氢残留在钢材中。由于残留的氢充当裂纹萌生点，因此冷却结束温度可以详细地为300℃或更高。冷却速率可以详细地为3.1℃/秒或更高，进一步详细地为3.5℃/秒或更高，并且更进一步详细地为3.7℃/秒或更高。冷却结束温度的下限可以详细地为320℃，进一步详细地为340℃，并且更进一步详细地为360℃。冷却结束温度的上限可以详细地为560℃，进一步详细地为530℃，并且更进一步详细地为500℃。
发明实施方式
在下文中，将通过实施例更详细地描述本公开。然而，应注意，以下实施例仅用于说明的目的，并不旨在限制本公开的范围。本公开的范围可以由权利要求书中描述的事项以及能够由此合理推断的事项确定。
(实施方案)
将钢水精炼持续表1的RH精炼时间以制备具有表1的合金组成的钢水。将制备的钢水连铸以生产厚度为400mm的钢坯。将钢坯再加热至1080℃的温度，然后在1030℃的温度下粗轧以制备厚度为200mm的棒材。在粗轧期间施加的累积压下率为50％。粗轧之后，在700℃至850℃的温度范围内将棒材精轧以获得具有表2的厚度的热轧钢材，然后在表2中所列的条件下冷却。
测量以以上方式制造的钢材的中心部分的显微组织、屈服强度和冲击转变温度，并且测量结果列于表2中。此外，在-10℃对钢材进行总厚度CTOD测试，并且测试结果列于表2中。在钢材的长度方向上对距钢材厚度中心±1mm的区域各进行光学成像20次，并且计算每1mm2具有30μm或更大长度的裂纹的总长度，然后计算结果列于表2中。
[表1]
Figure BDA0003121692620000101
[表2]
Figure BDA0003121692620000111
在满足本公开中提出的合金组成和制造条件的发明例1至5的情况下，可以确定，将钢材中心部分中的显微组织确保为针状铁素体和粒状贝氏体的80％或更多的混合相，并且在距钢材的厚度中心±1mm的区域中每1mm2单位面积具有30μm或更大尺寸的裂纹的总长度之和为130μm或更小。因此，可以确定，确保了500MPa或更高的屈服强度、具有0.4mm或更大的基础材料的平均CTOD值、以及-40℃或更低的中心部分的冲击转变温度。
比较例1满足本公开中提出的合金组成，但是由于冷却结束温度超过本公开的范围，因此其屈服强度为500MPa或更低。
比较例2满足本公开中提出的合金组成，但是冷却结束温度低于本公开的范围，使得氢(H)没有充分地逃逸至外部。因此，中心部分的裂纹长度大于130μm，并因此，中心部分的冲击转变温度高于-40℃以及比较例2在代表脆裂萌生抗力的-10℃CTOD测试中的值小于0.4mm。
比较例3具有大于本公开中呈现的碳(C)的范围的值。因此，由于过度的淬透性而形成大量的上贝氏体组织，使得中心部分的冲击转变温度高于-40℃。
比较例4具有大于本公开中提出的锰(Mn)的范围的值。因此，由于过度的淬透性而形成大量的上贝氏体组织，使得中心部分的冲击转变温度高于-40℃。此外，在中心偏析区中出现大量的微裂纹，使得比较例在-10℃CTOD测试中的值小于0.4mm。
比较例5具有小于本公开中提出的碳(C)和锰(Mn)的范围的值，使得由于淬透性不足而形成大量的多边形铁素体和珠光体组织。因此，比较例的屈服强度为500MPa或更低。
比较例6具有大于本公开中提出的镍(Ni)和铜(Cu)的范围的值，使得由于过度的淬透性而形成大量的上贝氏体组织。因此，中心部分的冲击转变温度高于-40℃。此外，在中心偏析区中出现大量的微裂纹，使得比较例6在-10℃CTOD测试中的值小于0.4mm。
比较例7具有大于本公开中呈现的钛(Ti)和铌(Nb)的范围的值，使得由于过量的析出物产生和淬透性的提高而形成大量的上贝氏体组织。因此，中心部分的冲击转变温度高于-40℃。
比较例8和9具有大于本公开中提出的氢(H)的范围的值，使得在中心部分中出现大量的微裂纹。因此，比较例在-10℃CTOD测试中的值小于0.4mm。特别地，在比较例9的情况下，中心部分的冲击转变温度高于-40℃。

Claims (6)

1.一种具有优异的脆裂萌生抗力的超厚结构钢材，所述超厚结构钢材按重量％计包含C：0.03％至0.08％、Mn：1.6％至2.2％、Ni：0.6％至1.3％、Nb：0.005％至0.03％、Ti：0.005％至0.02％、Cu：0.1％至0.4％、P：100ppm或更少、S：40ppm或更少、H：1.5ppm或更少、以及余量的Fe和不可避免的杂质，
其中按面积分数计，显微组织中的针状铁素体与粒状贝氏体之和为80％或更大，
距所述钢材的厚度中心±1mm区域中的每1mm2单位面积具有30μm或更大尺寸的裂纹的总长度之和为130μm或更小，以及
屈服强度为500MPa或更高。
2.根据权利要求1所述的具有优异的脆裂萌生抗力的超厚结构钢材，其中所述显微组织的余量组织为上贝氏体、马氏体-奥氏体(MA)组分和退化珠光体中的一种或更多种。
3.根据权利要求1所述的具有优异的脆裂萌生抗力的超厚结构钢材，其中所述钢材的基础材料在-10℃的温度下的裂纹尖端张开位移(CTOD)平均值为0.4mm或更大，以及所述钢材的中心部分的冲击转变温度为-40℃或更低。
4.一种制造具有优异的脆裂萌生抗力的超厚结构钢材的方法，所述方法包括：
制备钢水，所述钢水按重量％计包含C：0.03％至0.08％、Mn：1.6％至2.2％、Ni：0.6％至1.3％、Nb：0.005％至0.03％、Ti：0.005％至0.02％、Cu：0.1％至0.4％、P：100ppm或更少、S：40ppm或更少、H：1.5ppm或更少、以及余量的Fe和不可避免的杂质；
对所述钢水进行连铸以获得钢坯；
将所述钢坯再加热至1000℃至1150℃的温度；
在900℃至1150℃的温度下，对经再加热的钢坯进行粗轧；
基于1/4t，在Ar3或更高的温度下对经粗轧的钢坯进行精轧，以获得热轧钢材，其中“t”为所述钢材的厚度；以及
以3℃/秒或更高的冷却速率将所述热轧钢材冷却至300℃至600℃的温度，
其中所述钢水的制备包括对所述钢水进行RH-精炼15分钟至40分钟。
5.根据权利要求4所述的制造具有优异的脆裂萌生抗力的超厚结构钢材的方法，其中所述粗轧期间的总累积压下率为30％或更大。
6.根据权利要求4所述的制造具有优异的脆裂萌生抗力的超厚结构钢材的方法，其中所述精轧期间的总累积压下率为40％或更大。
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