CN118434900A - 在热影响区中具有优异的极低温韧性的奥氏体钢及其制造方法 - Google Patents

在热影响区中具有优异的极低温韧性的奥氏体钢及其制造方法 Download PDF

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CN118434900A CN202280084089.7A CN202280084089A CN118434900A CN 118434900 A CN118434900 A CN 118434900A CN 202280084089 A CN202280084089 A CN 202280084089A CN 118434900 A CN118434900 A CN 118434900A
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Abstract

本发明的一个方面提供了在热影响区中具有优异的极低温韧性的奥氏体高锰钢及其制造方法。

Description

在热影响区中具有优异的极低温韧性的奥氏体钢及其制造 方法
技术领域
本公开内容涉及奥氏体钢及其制造方法，并且更具体地，涉及在焊接热影响区中具有优异的超低温韧性的奥氏体高锰钢及其制造方法。
背景技术
液化气体例如液化氢(沸点：-253℃)、液化天然气(liquefied natural gas，LNG，沸点：-164℃)、液化氧(沸点：-183℃)和液化氮(沸点：-196℃)需要在超低温下储存。因此，为了储存这些气体，需要由在超低温下具有足够的韧性和强度的材料制成的结构例如压力容器。
作为可以在液化气体气氛中的低温下使用的材料，已使用基于Cr-Ni的不锈钢合金例如AISI 304、9％的Ni钢或5000系列铝合金。然而，在铝合金的情况下，合金成本高并且由于强度低导致结构的设计厚度增加，并且由于可焊性差导致其使用受到限制。尽管基于Cr-Ni的不锈钢和9％的镍(Ni)钢大大地改善了铝的物理特性，但是基于Cr-Ni的不锈钢和9％的镍(Ni)钢包含大量昂贵的镍(Ni)，从经济角度来看这不是优选的。
公开内容
技术问题
本公开内容提供了奥氏体钢及其制造方法，所述奥氏体钢在焊接热影响区中具有优异的超低温韧性以能够被用作超低温环境中的结构材料，例如液化气体储罐和液化气体运输设施。
本公开内容的主题不限于以上。本领域技术人员根据本说明书的一般内容将不难理解本公开内容的另外的主题。
技术方案
在本公开内容中的一个方面中，提供了奥氏体钢，所述奥氏体钢包含：按重量％计，锰(Mn)：10％至45％；碳(C)：满足24*[C]+[Mn]≥25和33.5*[C]-[Mn]≤18的范围；铬(Cr)：10％或更少(不包括0％)；以及余量中的铁(Fe)和不可避免的杂质；以及作为基体组织的奥氏体，其中，当在-253℃下对焊接热影响区进行夏氏冲击测试时，焊接热影响区中的侧向膨胀为0.32mm或更大。其中上式中的[C]和[Mn]可以意指钢中包含的碳(C)和锰(Mn)的含量(重量％)。
钢的室温屈服强度可以为245MPa或更大且小于400MPa。
焊接热影响区可以包含95面积％或更多(包括100面积％)的奥氏体以及5面积％或更少(包括0面积％)的晶界碳化物作为显微组织。
焊接热影响区的平均晶粒尺寸可以为5μm至200μm。
焊接热影响区的平均晶粒纵横比可以为1.0至5.0。
钢的位错密度可以为2.3*1015/mm2至3.3*1015/mm2。
在本公开内容中的另一个方面中，提供了制造奥氏体钢的方法，所述方法包括：准备板坯，所述板坯包含：按重量％计，锰(Mn)：10％至45％；碳(C)：满足24*[C]+[Mn]≥25和33.5*[C]-[Mn]≤18的范围；铬(Cr)：10％或更少(不包括0％)；以及余量中的铁(Fe)和不可避免的杂质；以及将板坯加热，然后在800℃或更高的轧制终轧温度热轧经加热的板坯。其中上式中的[C]和[Mn]可以意指板坯中包含的碳(C)和锰(Mn)的含量(重量％)。
以上问题的解决方案未列举本公开内容的所有特征，并且参照以下具体实施方案和实施方案将更详细地理解本公开内容的各种特征及其优点和效果。
有益效果
根据本公开内容的一个方面，可以提供奥氏体钢及其制造方法，所述奥氏体钢在焊接热影响区中具有优异的超低温韧性以能够被用作超低温环境中的结构材料，例如液化气体储罐和液化气体运输设施。
本公开内容的效果不限于以上事项，并且可以被解释为包括可以从本说明书中描述的细节中推断的技术效果。
附图说明
图1为示出了根据本公开内容的一个方面的奥氏体钢的碳含量与锰含量之间的相关性的图。
图2为示意性地示出了用于测量根据本公开内容的一个方面的奥氏体钢的焊接热影响区中的侧向膨胀值的方法的图。
具体实施方式
本公开内容涉及奥氏体钢及其制造方法，并且以下将描述本公开内容的优选实施方案。本公开内容的实施方案可以被修改成数种形式，并且其不应被解释为本公开内容的范围限于以下详细描述的示例性实施方案。提供本发明的实施方案以向本公开内容所属领域的技术人员更详细地说明本公开内容。
在下文中，将更详细地描述根据本公开内容的一个方面的奥氏体钢。
根据本公开内容的一个方面的奥氏体钢包含：按重量％计，锰(Mn)：10％至45％；碳(C)：满足24*[C]+[Mn]≥25和33.5*[C]-[Mn]≤18的范围；铬(Cr)：10％或更少(不包括0％)；以及余量中的铁(Fe)和不可避免的杂质，其中，当在-253℃下对焊接热影响区进行夏氏冲击测试时，焊接热影响区中的侧向膨胀可以满足0.32mm或更大。
在下文中，将更详细地描述根据本公开内容的一个方面的奥氏体钢中包含的钢组成。在下文中，除非另有说明，否则指示各元素的含量的％基于重量。
锰(Mn)：10％至45％
锰为在使奥氏体稳定化方面起重要作用的元素。为了使奥氏体在超低温下稳定，优选包含10％或更多的锰(Mn)。当锰(Mn)含量小于10％时，形成亚稳ε马氏体，并且在超低温下容易通过应变诱导转变而转变为α马氏体，从而使得不可能确保韧性。为了抑制ε马氏体的形成，存在通过增加碳(C)含量来使奥氏体稳定的方法，但是在这种情况下，大量的碳化物可能析出并且物理特性可能快速劣化。因此，锰(Mn)含量优选为10％或更多。优选的锰(Mn)含量可以为15％或更多，并且更优选的锰(Mn)含量可以为18％或更多。当锰(Mn)含量过量，不仅可能降低钢的腐蚀率，而且从经济角度来看也不是优选的。因此，锰(Mn)含量优选为45％或更少。优选的锰(Mn)含量可以为40％或更少，并且更优选的锰(Mn)含量可以为35％或更少。
碳(C)：满足24*[C]+[Mn]≥25和33.5*[C]-[Mn]≤18的范围
碳(C)为使奥氏体稳定并提高强度的元素。特别地，碳(C)在冷却过程、加工过程等期间降低从奥氏体至ε或α马氏体的转变点Ms或Md方面起作用。因此，碳(C)为有效地有助于奥氏体的稳定化的组分。当碳(C)含量不足时，奥氏体的稳定性不足，因此不可能在超低温下获得稳定的奥氏体，并且外部应力可能容易地导致应变诱导转变为ε或α马氏体，因此可能降低钢的韧性或降低钢的强度。另一方面，当碳(C)含量过量时，钢的韧性可能由于碳化物析出而快速劣化，并且钢的强度可能过度增加，从而导致可加工性降低。
本公开内容的发明人对与碳化物形成相关的碳(C)含量与锰(Mn)含量之间的相关行为进行了深入研究，并且作为结果如图1所示，并且得出以下结论：确定碳(C)与锰(Mn)之间的相对含量关系可以有效地使奥氏体稳定并有效地控制碳化物析出物的量。碳化物由碳(C)形成，但是碳(C)不独立影响碳化物的形成，而是与锰(Mn)复合地起作用以影响碳化物的形成。
为了使奥氏体稳定，在其他组分满足本公开内容中规定的范围的前提下，优选将24*[C]+[Mn](在此，[C]和[Mn]意指以重量％的单位表示的每种组分的含量)的值控制为25或更大。边界是指图1中示出的平行四边形区域的倾斜左边界。当24*[C]+[Mn]小于25时，由于在超低温下的冲击，奥氏体的稳定性降低并且引起加工诱导转变，因此钢的冲击韧性可能降低。另一方面，为了使奥氏体稳定，在其他组分满足本公开内容中规定的范围的前提下，优选将33.5*[C]-[Mn](在此，[C]和[Mn]意指以重量％的单位表示的每种组分的含量)的值控制为18或更小。当33.5*[C]-[Mn]超过18时，碳化物可能由于碳(C)的过量添加而析出，这可能降低钢的低温冲击韧性。因此，在本公开内容中，优选添加碳(C)以满足24*[C]+[Mn]≥25和33.5*[C]-[Mn]≤18。如在图1中可以看出，满足上述式的范围内的碳(C)含量的下限为0％。
铬(Cr)：10％或更少(不包括0％)
铬(Cr)也为奥氏体稳定化元素。添加直至适量的铬，将奥氏体稳定以改善钢的低温冲击韧性，并且将铬溶解在奥氏体中以在提高钢的强度方面起作用。此外，铬(Cr)也为有效地有助于改善钢的耐腐蚀性的组分。因此，本公开内容添加铬(Cr)作为必需组分。优选的铬(Cr)含量的下限可以为1％，并且更优选的铬(Cr)含量的下限可以为2％。然而，铬(Cr)为碳化物形成元素，并且特别地，其可能通过在奥氏体晶界处形成碳化物而降低钢的低温冲击韧性。此外，当添加的铬(Cr)的量超过一定水平时，过量的碳化物可能在焊接热影响区(HAZ)中析出，从而导致差的超低温韧性。因此，本公开内容可以将铬(Cr)含量的上限限制为10％。优选的铬(Cr)含量的上限可以为8％，并且更优选的铬(Cr)含量的上限可以为7％。
除了上述组分之外，根据本公开内容的一个方面的奥氏体钢还可以包含余量中的铁(Fe)和其他不可避免的杂质。然而，由于在正常制造过程中可能不可避免地混入来自原材料或周围环境的非预期杂质，因此可能无法完全排除非预期杂质。由于这些杂质是本领域技术人员已知的，因此在本说明书中没有具体地提及它们中的全部。此外，不完全排除另外添加除了上述组分之外的有效组分。
就确保期望的物理特性而言，根据本公开内容的一个方面的奥氏体钢可以包含95面积％或更多的奥氏体作为显微组织。奥氏体的优选分数可以为97面积％或更多，并且可以包括奥氏体的分数为100面积％的情况。同时，在根据本公开内容的一个方面的奥氏体钢中，可以将碳化物的分数主动地抑制为5面积％或更少以防止超低温冲击韧性的劣化。碳化物的优选分数可以为3面积％或更少，并且可以包括碳化物的分数为0面积％的情况。在本公开内容中，用于测量奥氏体的分数和碳化物的分数的方法没有特别限制，并且其可以通过本领域技术人员通常使用的测量显微组织和碳化物的测量方法容易地确定。
根据本公开内容的一个方面的奥氏体钢的位错密度可以满足2.3*1015/mm2至3.3*1015/mm2的范围。钢的位错密度可以通过使用X射线衍射然后使用Williamson-Hall方法等测量钢的比表面的强度来测量。本公开内容所属领域的技术人员可以测量钢的位错密度而没有任何特别的技术困难。当钢的位错密度没有达到一定水平时，可能无法确保作为结构材料的合适强度。因此，本公开内容可以将钢的位错密度的下限限制为2.3*1015/mm2。另一方面，当位错密度过高时，在确保钢的强度方面是有利的，但是在确保超低温韧性方面不是优选的，因此本公开内容可以将钢的位错密度的上限限制为3.3*1015/mm2。
根据本公开内容的一个方面的奥氏体钢的室温屈服强度可以满足245MPa或更大且小于400MPa。随着钢的强度增加，低温冲击韧性降低，并且特别地，当如在本公开内容中在-253℃的超低温下使用的钢的屈服强度过高时，未确保期望的冲击韧性的可能性增加。此外，由于对于通常使用的奥氏体焊接材料而言难以超过基础材料的强度，因此当将基础材料的强度保持高时，在焊接区与基础材料之间可能出现强度的差异，这可能降低结构稳定性。因此，优选的是根据本公开内容的一个方面的奥氏体钢的室温屈服强度小于400MPa。同时，当钢的室温屈服强度过低时，基础材料的厚度可能过度增加以确保结构的稳定性，并且该结构的重量可能相应地过度增加，因此根据本公开内容的一个方面的奥氏体钢可以将室温屈服强度的下限限制为245MPa。
由于该结构通常通过对钢材进行加工和焊接而提供，因此即使确保了基础材料本身的超低温冲击韧性，当在焊接区处未确保超低温冲击韧性时，该结构本身的安全性也可能大大降低。因此，根据本公开内容的一个方面的奥氏体钢寻求不仅确保基础材料本身的超低温冲击韧性，而且还确保焊接热影响区(HAZ)的超低温冲击韧性。因此，本公开内容不仅控制基础材料的显微组织，而且还将焊接热影响区的显微组织的分数和形状控制到特定范围。
通过使用根据本公开内容的一个方面的奥氏体钢作为基础材料，当在使用实心电弧焊焊条、粉芯电弧焊焊丝、TIG焊焊条和焊丝、埋弧焊焊丝、焊剂等对超低温结构进行焊接的正常焊接条件下进行焊接时，焊接热影响区(HAZ)可以包含95面积％或更多的奥氏体以及5面积％或更少的碳化物。如关于上述基础材料的显微组织所描述的，焊接热影响区(HAZ)中包含的奥氏体的分数可以为97面积％或更多，并且可以包括奥氏体的分数为100面积％的情况。此外，为了防止在焊接区中超低温冲击韧性劣化，可以将焊接热影响区(HAZ)中包含的碳化物的分数限制为3面积％或更少，并且可以包括热影响区(HAZ)中的碳化物的分数为0面积％的情况。
焊接热影响区(HAZ)中奥氏体的平均晶粒尺寸可以满足5μm至200μm的范围。当焊接热影响区(HAZ)中奥氏体的平均晶粒尺寸过小时，焊接区的强度得到提高，但是在焊接热影响区(HAZ)中可能出现局部超低温冲击韧性的劣化。因此，根据本公开内容的一个方面的奥氏体钢可以将焊接热影响区(HAZ)中的平均奥氏体晶粒尺寸限制为5μm或更大。同时，随着焊接热影响区(HAZ)中的平均奥氏体晶粒尺寸增加，确保焊接区的超低温冲击韧性是有利的，但是可能出现焊接热影响区(HAZ)中的局部强度的劣化。因此，本公开内容可以将焊接热影响区(HAZ)中的平均奥氏体晶粒尺寸限制为200μm或更小。
就确保焊接热影响区(HAZ)中的物理特性而言，不仅奥氏体部分的分数和平均晶粒尺寸，而且奥氏体晶粒的平均纵横比为影响因素。当焊接热影响区(HAZ)中存在的奥氏体的平均晶粒尺寸纵横比过小时，在确保焊接热影响区(HAZ)的超低温冲击韧性方面是有利的，但是在确保焊接热影响区(HAZ)的强度方面是不利的。因此，本公开内容可以将焊接热影响区(HAZ)中存在的奥氏体的平均晶粒尺寸纵横比限制为1.0或更大的水平。另一方面，当焊接热影响区(HAZ)中存在的奥氏体的平均晶粒尺寸纵横比过大时，在确保焊接热影响区(HAZ)的强度方面是有利的，但是在确保焊接热影响区(HAZ)的超低温冲击韧性方面是不利的。因此，本公开内容可以将焊接热影响区(HAZ)中存在的奥氏体的平均晶粒尺寸纵横比限制为5.0或更小的水平。
当在对于使用根据本公开内容的一个方面的奥氏体钢作为基础材料的超低温结构进行焊接的正常焊接条件下进行焊接时，经受-253℃下的夏氏冲击测试的试样的焊接热影响区(HAZ)中的侧向膨胀值可以为0.32mm或更大。
本公开内容的发明人发现，在超低温环境中应用的钢的情况下，塑性变形特性是确保安全性方面的主要因素。即，在深入研究之后，本公开内容的发明人发现，在满足由本公开内容提出的组成体系的钢的情况下，在确保焊接区的安全性方面，侧向膨胀值(mm)是比焊接热影响区(HAZ)的夏氏冲击能值(J)更重要的因素。
焊接热影响区(HAZ)中的侧向膨胀值意指经受-253℃下的夏氏冲击测试的试样的侧向塑性变形的平均值。图2示出了经受基于-253℃的夏氏冲击测试的试样的照片。如图2所示，可以计算断裂表面附近的侧向长度的增加量(ΔX1+ΔX2)以计算侧向膨胀值。当焊接热影响区(HAZ)中的侧向膨胀值为0.32mm或更大时，可以确定其具有超低温结构所需的最低的低温安全性。
根据本发明人的研究结果，确定了相应试样的基于-253℃的夏氏冲击能(J)和侧向膨胀值(mm)通常显示出与以下等式1相似的趋势，并且侧向膨胀值为0.32mm或更大。可以看出，侧向膨胀值(mm)越大，其具有的低温冲击韧性越好，并且侧向膨胀值为0.72mm至1.4mm是更有效的。
[等式1]
侧向膨胀值(mm)＝0.0088*夏氏冲击能值(J)+0.0893
当在对于使用根据本公开内容的一个方面的奥氏体钢作为基础材料的超低温结构进行焊接的正常焊接条件下进行焊接时，由于经受-253℃下的夏氏冲击测试的试样的焊接热影响区(HAZ)中的侧向膨胀值为0.32mm或更大，因此当使用相应的钢制造超低温结构时，可以确保优异的结构安全性。
在下文中，将更详细地描述根据本公开内容的一个方面的制造奥氏体钢的方法。
根据本公开内容的一个方面的制造奥氏体钢的方法包括：准备板坯，所述板坯包含：按重量％计，锰(Mn)：10％至45％；碳(C)：满足24*[C]+[Mn]≥25和33.5*[C]-[Mn]≤18的范围；铬(Cr)：10％或更少(不包括0％)；以及余量中的铁(Fe)和不可避免的杂质；以及将板坯加热，然后在850℃或更高的轧制终轧温度热轧经加热的板坯。
上式中的[C]和[Mn]可以意指板坯中包含的碳(C)和锰(Mn)的含量(重量％)。
板坯准备
准备具有预定合金组成的钢坯。由于本公开内容的钢坯具有对应于上述奥氏体钢的钢组成，因此用对上述奥氏体钢的钢组成的描述代替对钢坯的合金组成的描述。钢坯的厚度也没有特别限制，并且可以使用具有适合于制造用于低温或超低温结构材料的厚度的钢坯。
板坯加热和热轧
可以将准备的钢坯加热并热轧成具有期望厚度的钢。钢坯的加热温度没有特别限制，但是钢坯的优选加热温度可以为1000℃至1300℃。
当热轧的轧制终轧温度过低时，过量的内部应变能可能保留在最终的钢材中，这可能降低超低温冲击韧性。因此，本公开内容可以将热轧的轧制终轧温度的下限限制为800℃。同时，当热轧的轧制终轧温度的上限过高时，最终的钢的显微组织可能过度生长并且可能实现差的强度特性，因此本公开内容可以将热轧的轧制终轧温度的上限限制为1050℃。
发明实施方式
在下文中，将关于具体实施方案更详细地描述根据本公开内容的一个方面的奥氏体钢及其制造方法。应注意，以下实施例仅用于理解本公开内容，并且不旨在指定本公开内容的范围。本公开内容的权利范围可以通过权利要求中陈述的事项以及从中合理推断的事项而确定。
(实施例)
在准备具有下表1中示出的合金组成的250mm厚钢坯之后，通过应用下表2中示出的工艺条件制造每个试样。除了表1中列出的合金组分之外，每个钢坯还包含铁(Fe)和其他不可避免的杂质。
[表1]
[表2]
使用光学显微镜观察表2中列出的每个实施例和比较例的显微组织，并将结果示于下表3中。此外，使用X射线衍射分析测量每个实施例和比较例的位错密度，以及使用拉伸测试仪测量室温屈服强度，并将结果列于表3中。此后，使用用于对超低温结构进行焊接的正常焊接条件对每个实施例和比较例进行焊接，并将结果列于表3中。在这种情况下，使用光学显微镜以观察焊接热影响区的显微组织，并使用夏氏冲击测试仪在-235℃下测量焊接热影响区的冲击能。此外，在每个试样的冲击测试断裂表面处测量侧向膨胀值，并将结果列于表3中。
[表3]
如表1至表3所示，可以看出满足由本公开内容限定的合金组分和工艺条件的实施例在焊接热影响区(HAZ)中具有期望的室温屈服强度和侧向膨胀值，而不满足由本公开内容限定的合金组分或工艺条件中的任一者或更多者的比较例可能不满足焊接热影响区(HAZ)中的期望的室温屈服强度或侧向膨胀值中的任一者。
尽管已通过以上实施方案详细地描述了本公开内容，但是其他类型的实施方案也是可能的。因此，所附权利要求的精神和范围不限于所述实施方案。

Claims (7)

1.一种奥氏体钢，包含：
按重量％计，锰(Mn)：10％至45％；碳(C)：满足24*[C]+[Mn]≥25和33.5*[C]-[Mn]≤18的范围；铬(Cr)：10％或更少(不包括0％)；以及余量中的铁(Fe)和不可避免的杂质；以及
作为基体组织的奥氏体，
其中，当在-253℃下对焊接热影响区进行夏氏冲击测试时，所述焊接热影响区中的侧向膨胀为0.32mm或更大，以及
其中上式中的[C]和[Mn]意指所述钢中包含的碳(C)和锰(Mn)的含量(重量％)。
2.根据权利要求1所述的奥氏体钢，其中所述钢的室温屈服强度为245MPa或更大且小于400MPa。
3.根据权利要求1所述的奥氏体钢，其中所述焊接热影响区包含95面积％或更多(包括100面积％)的奥氏体以及5面积％或更少(包括0面积％)的晶界碳化物作为显微组织。
4.根据权利要求1所述的奥氏体钢，其中所述焊接热影响区的平均晶粒尺寸为5μm至200μm。
5.根据权利要求1所述的奥氏体钢，其中所述焊接热影响区的平均晶粒纵横比为1.0至5.0。
6.根据权利要求1所述的奥氏体钢，其中所述钢的位错密度为2.3*1015/mm2至3.3*1015/mm2。
7.一种制造奥氏体钢的方法，包括：
准备板坯，所述板坯包含：按重量％计，锰(Mn)：10％至45％；碳(C)：满足24*[C]+[Mn]≥25和33.5*[C]-[Mn]≤18的范围；铬(Cr)：10％或更少(不包括0％)；以及余量中的铁(Fe)和不可避免的杂质；以及
将所述板坯加热，然后在800℃或更高的轧制终轧温度热轧经加热的板坯，
其中上式中的[C]和[Mn]意指所述板坯中包含的碳(C)和锰(Mn)的含量(重量％)。
CN202280084089.7A 2021-12-21 2022-12-20 在热影响区中具有优异的极低温韧性的奥氏体钢及其制造方法 Pending CN118434900A (zh)

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* Cited by examiner, † Cited by third party
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FR2857980B1 (fr) * 2003-07-22 2006-01-13 Usinor Procede de fabrication de toles d'acier austenitique fer-carbone-manganese, a haute resistance, excellente tenacite et aptitude a la mise en forme a froid, et toles ainsi produites
US20120160363A1 (en) * 2010-12-28 2012-06-28 Exxonmobil Research And Engineering Company High manganese containing steels for oil, gas and petrochemical applications
KR101353843B1 (ko) * 2011-12-27 2014-01-20 주식회사 포스코 용접 열영향부 극저온 인성이 우수한 오스테나이트 강재
KR101482343B1 (ko) * 2012-12-26 2015-01-13 주식회사 포스코 용접열영향부 인성이 우수한 고강도 오스테나이트계 강재 및 그 제조방법
JP6791192B2 (ja) * 2018-04-04 2020-11-25 Ｊｆｅスチール株式会社 高Ｍｎ鋼およびその製造方法

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