低温韧性优良的可焊接超高强度钢及其制造方法

专利名称：：低温韧性优良的可焊接超高强度钢及其制造方法
技术领域：
：本发明涉及^^显韌性(low-temperaturetoughness)优良的可焊接超高强度钢(ultra-highstrength)及其制it^r法，更详细地，是在^^f^H冈中添加环保廉价元素铜(Cu)和硼(B)制成的屈服强度在1.lGPa以上，低温沖击育t^200J以上的超高强度^1^其制造方法。
背景技术：
：目前在建筑、造船、海洋结构、压力容器、钢管或工业机械中使用的结构用钢材，在经济f^^急定性的现A上，在具有优良的可焊'f蜂韦刃性的同时，正在,^1高强度化。#卜，g造船用钢或海洋结构用钢、钢管用钢的佳月环嫂变^M^苛刻，为了在-20。C以下的低温下也能确保结构稳定性，对其优良的^^显韌性的要求^jE^i^f提高。作为低温下的结构用钢而广泛使用的含镍钢(Ni通常约在3.0重量％以上)，尽管期&显初性优良，但因^4i伸强度较低，为承受较大栽荷，需进行二次退火热处理，或者提高镍^1:或增加厚度等，因此具有鉢大幅上升的乾泉。另一方面，作为代表性的高强度高韦刃性钢而公知的HY-80及HY-100钢等，尽管其强度较高，但因其含碳量为0.12-0.20重*%、Ceq在0.8至0.9范围内，其可焊性非常差。此后开发的多种高强度低合金(HSLA，high-strengthlow-alloy)钢，借助于斷氐含碳量、通过添加Nb而使晶粒细化、通过添加Mn、Ni、Cr、Mo而增加淬透性、增强铜析出物的析出等多种方法，在不降低可萍f生的同时大大提高了强度。然而通常的HSLA钢，大部^f&显初性较低，因此为了同时获衝尤良的低温韌性和高强度，添加大量的Ni、Mo等昂贵的^^元素，并且大多存在着可焊'f沐^^显初性随强度增加而降低的问题。目前如美国注册专利6，264，760、美国注册专利5，876，521及美国注册专利6，159，312等才^ii，已通过下贝氏M回火马氏体、^目组织等的多种显孩&且织学方法，开发出具有优良的低温韌性和可;kf性的最新的HSLA钢，即钢管用超高强度钢。然而昂贵金属的添加量仍很高，并JUJ^服强度仅能iiJ'J830MPa湘当于API躺120)。jH^卜，目前诸如资源再利用、全球变暖的环境问题以;s^材料^^上升、高油价等经济层面的问m映强烈，因jt时通过环保经济的方法制ii^高强度钢的工程学上的要求更高。因此需要通过1^^1诸如铜或硼等环保廉价元素，使昂责的^r元素最少化，通过更环保经济的方法，制造出可焊性和^;显韦刃性优良的1.lGPa以上的超高强yl钢。
发明内容需要解决的i，因此，本发明要实现的技术^ll在于，为使昂贵的合金元素最少化，添加环保廉价元素铜和硼，以^^本制造出^i显初性优良的可)kf^超高强度钢。此夕卜，本发明要实现的另一技术i^l在于，提微'JitJi述钢的方法。课自决方法为实现上述技术i級,本发明的超高强度钢以重量y。计,含有C:0.05-0.1%、Si:0.1—0.5%、Mn:l.5-2.5%、Ni:0,2-0,5%、Cu:O.5-2.0%、Cr:0.1-0,5%、Mo:0.1-0.5%、Nb:0.01-0.05°/。、V:0.01-0.1%、Ti:0.01—0.03°/。、Al:0.05%以下、B:0.0005-0.002y。、^J:为铁和其它不可避免的杂质，Ceq(碳当量)为0.3至0.6，PcmO^接^L敏感性指IO为0.3以下，钢的显孩ME织中，由平均奥氏体晶粒尺寸在10jam以下的未再结晶奥氏#变而成的回火马氏体与贝氏体的混^^且织在90°/。以上。为实5Lh述另一^^^H，本发明的超高强度钢的制ii^"法中，首先将由如下元素组成的板坯再加热至i，ooo。C以上，所述板坯以重量°/。计含有C:0.05-0.1%、Si:0.1—0.5%、Mn:1.5—2.5%、Ni:O.2-0.5%、Cu:0.5-2.0%、Cr:0.l-O.5%、Mo:0.l一O.5%、Nb:0.01-0.05°/。、V:0.01—0.1%、Ti:0.Ol-O.03%、Al:0.05°/。以下、B:0.0005-0.002%、^*为4失和其它不可^的杂质，并且Ceq为0.3至0.6、Pcm为0.3以下。jtL^，将经过再加热的板坯，在奥氏体再结晶温>1<^^之下进行热轧。将上*过热轧的钢材以20。C/秒以上的:^';^至300。C以下，之后在400-60(TC下回火10分钟以上。錄J4才財居本发明的低温韦刃性优良的可)tf^超高强度钢及其制it^法，能够通过添加0.5-2.0重JU的铜和极微量的硼，制造出由回火马氏^^和贝氏体的^^组织构成的超高强度钢，因而能够利用使Ni、Mo等昂贵的^r元素最少化的经济性方法，同时确保1.1GPa傻过API綠150)以上的高屈服强度和在-20。C下200J以上的高沖击能。附图简述图1是简要表示本发明的低温初性优良的可焊接超高强度钢的制造方法的制造工艺图。图2是根椐回火温;1^斤作的本发明的可焊接超高强度钢的屈服强度和低温冲击能的坐标图。图3M示才財居本发明在450'C下回火的钢2的显微组织的透射电子显孩t舰片。具体实施例方式以下参照附图详细说明本发明的M实施例。下述实施例能够变型为其它型态，本发明的范围不P艮于下面详述的实施例。提供本发明实施例的目的在于，为具有所^J支术领域"fit知识的人员提供^整的关于本发明的说明。以下本发明的实施例中，将对銜显韦刃性优良的可:k^妾超高强度钢及其制造方法分别加以说明。上述钢及其制造方法，具有如下的主^ft征。本发明的^^显軔性优良的可火|#超高强度钢由以重*%计含有0.5-2.0%的铜和极微量的硼，jtb^卜含有C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、Nb、V、Ti及Al中的部分或4^P的Fe纟赋。此时上述钢的特棘于，屈服强度在1.1GPa(^过API规格150)以上，通过常温^"20。C下的夏比V型缺口冲击测试(CharpyV-notchImpactTest)测定的吸收fti^200J以上。铜在电炉操作中必然会存在于废料中且难以去除，但在应用于提高积碱性能的情况下，却是再利用性能优良的元素。硼即使以0.0005-0.002重*%的极微量添加，也能使钢的硬化能大大提高，因》化超高强度钢的制造中被广泛使用，用于替代诸如Ni、Mo等的昂贵的硬化元素。因此，本发明中以碳素钢为基准，将昂贵^T元素Mn、Ni、Cu、Mo^f:经^N^加权得到以Mn^J:表示的ECO^^指数(以重*%计，Mn°/。+2Ni%+0.5Cu%+4Mo%)，在^JUEC0^r指lt评价环保'f沐经济性性能时，使EC0^^指鉢4.5以下，剮氐了工业上为絲可萍性而广泛^jf]的Ceq(含碳量)和Pcm(焊接裂故敏感性指奶值，目的在于用环保且^^的经齐性方法，制造可焊'^^f&显韌性优良的超高强度钢。本发明的超高强度钢的制^t口下，对含有0.5-2.0重1^的铜和极微量硼的板坯进行再加热后，进行受控轧制、'fcfel冷却、及回火，由此可得到回火马氏体和贝氏体的';^^^且织的#^、分数在90%以上的#^显韦刃性优良的可;1^^超高强度钢。<钢的纟誠>本发明钢材具有如下的组成，这里，同时对基于各组成的数值限定理由进4ti兑明。M，％^4重*%，且如下定义ECO^r指数、Ceq(含碳量)和Pcm(焊接^i丈敏感性指抝。EC0^r指数=Mn%+2Ni%+0.5Cu%+4Mo%Ceq=C%+Mn%/6+(Cr%+Mo%+V%)/5+(Ni%+Cu%)/15Pcm=C%+Si%/30+歸+Cu%+Cr°/。)/20+Ni%/60+Mo%/15+V%/10+5B1ECO合金指数以将昂贵^ir元素Mn、Ni、Cu、Mo^i:经^N^加权而用Mn^*表示，所述^^指M^J'J环保'性和经济f生越好。Ceq和Pcm作为代表可;fcfl"生的指标，在工业中广泛^^J，^Wf氐，可萍性的^h越高。(1)碳(C):0.05-0.1%C的^f:若小于0.05%,则难以通过回火马氏体和贝氏体的混合组织，确保900MPa以上的屈服强度，若大于0.1°/，则存在韦刃',可焊性变差的缺点。(2)硅(Si):0.01-0.5%为M^提高强度而添加，添加量小于0.01%时^果不充分，添加量大于0.5%时韦浙沐可;1:科生斷氐。(3)锰(Mn):1.5-2.5%4M尝因c^t低而制氐的硬化能，m马氏体和贝氏体组织的形成。为获得高强度而添加至1.5°/以上，为防止韦浙沐可焊性斷^j(^斤而限制在2.5%以下。(4)镍(Ni):0.2—0.5%尽管是有效提高强度和韦刃性的元素，但大量添加^fM^i曾加，因此为减少热轧中铜的产生表面裂紋的有害作用，而以上述范围少量添加。(5)铜(Cu):0.5—2.0%作为实现本发明重#征的合金元素，为提高强度和韧性添加至0.5%以上，然而过量添加容易在热轧中产生表面lii丈、斷氐可焊性，因此限制在2.0%以下。(6)铬(Cr):0.1-0.5%为了在萍冷时充分确4^更化能而添加至0.1%以上，因为过量添加会l^f氐韦刃小錄可萍I"生，因而限制在O.5%以下。(7)钼(Mo):0.1-0.5%与Cr同才羊itbl^吏石更^f匕能增加的元素，大量添加时会增加成本并斷氐韦刃性和可焊性，因此限制在O.5%以下。回火时形^^^勿颗粒，从而有利于析出强化。(8)铌(Nb):0.01—0.05%在热轧中以碳氮化物析出而抑制再结晶，通过防止晶粒生长而使奥氏体晶粒细化，从而使强度和軔性均得到提高。添加量在0.01%以下时效果非常弱，而添加量大于0.05°/时使韦刃性斷氐。otb^卜在^P或回火时形^f斤出物，使强度进一步增加。(9)钒(V):0.01-0.1%回火时或辨接后冷却时形^^化物，有利于增加强度。添加量小于0.01%时錄弱，大于Q.10y。时I^f氐韌性和可;kfl"生。(10)钬(Ti):0.01-0.03%添加量在0.Or/。以上时形^f斤出物，从而有利于提高强度，但大于0.03%时使析出物粗化而使韦刃性斷氐。(11)4吕(A1):0.05%以下与Si同样地作为,剂^L添加，若添加量大于0.05%，则形成非金属氧AlA而^M和火f^部的韦刃性剮氐。(12)硼(B):0.0005-0.002%与铜同样地作为实JJL^发明重M征的^r元素，0.0005-0.002%的极微量添加即可有效提高钢的石更化能，因此即使减少诸如Ni、Cr、Mo的硬^iL素，7也育tt以20'C/秒以上的it^进行决速^H卩时，确保马氏体和贝氏体〉'^^组织在90°/。以上。然而添加量大于0.002%时，因形成诸如Fe23(C，B)6的脆'l"顿粒，反而<吏》更4匕能1^氐。(13)其它不可航地添加的杂质磷(P)、硫(S)、氮(N)等，M最少化。本发明中銜显韦刃性优良的可焊接超高强度钢，在ECO^^指数低于4.5时具有经济性，同时考虑到确保强度和可萍性，絲Ceq在0.3-0.6、Pcm在O.3以下。<制造方法>图1是简要表示本发明中低温韦刃性优良的可:t械超高强度钢的制造方法的制造工艺图。参照图1，^^显韌性优良的可:l:f^超高强度钢的制ii^法是将具有如下组成的钢的板坯加热至通常l，OO(TC以上，所述钢的板坯以重量°/。计含有C:O.05-0.1%、Si:0.1—0.5%、Mn:l.5—2.5%、Ni:O.2-0.5%、Cu:0.5-2.0%、Cr:0.1-0.5%、Mo:0.1-0.5%、Nb:0.01-0.05%、V:0.01-0.1%、Ti:0.01-0.03%、Al:0.05%以下、B:0.0005-0.002%、^f:为铁和其它不可避免的杂质。W目当于再加热阶段(SIOO)。otb^，在奥氏体再结晶化温度及以下，对其进行热礼。这相当于受控轧制阶段(S200)。将经过热轧的钢材以20。C/秒以上的iiJL、;^至300。C以下。i^目当于快速^Hp阶段(S300)。接下絲400'C与60(TC之间的温度下回火10分钟以上。i^目当于回火阶段(S400)。上述再加热阶段中，使存在于钢的板坯内的(V，Nb)(C，N)等的所有碳化物或碳氮條完全溶解。在上述受控轧制阶段中，将经过再加热的钢的板坯，在奥氏体再结晶化的温度^Ji^之下，分别胁40%以上的应力载荷进行热轧。其原因在于，在决速^HP前使奥氏体晶粒细化，使奥氏体内部产生诸如位错或变形带的缺陷，通过^it奥氏体向铁素体的转变，^^终的显微组织的晶粒尺寸得以减小，从而使强度和韦刃性均得到提高。悄热卑L^Ar3以上的温度下完成，此时奥氏体晶粒尺寸应该在10jum以下。快速^H卩阶"^^将经过热轧的钢材在Ai"3以上的温度下，以2(TC/秒以上的i4;l、;^至30(rc以下的过程。在上述it程期间，主^"从奥氏体形成马氏体，';^的^f止温^j氐，马氏体的^K分l^i增加。atb^将经过';^的钢材空冷至常温的过程中，进一步形成贝氏体。回火阶^1将经过快速冷却的钢，在400-600。C的温度下经过10分钟以上的加热^进行^P的过程。上述it禾呈期间由回火马氏^^和贝氏体的混^l且织构成，且与之前阶目比，^^^4^均勻的显微组织和特性。';^^i且织，^^、^^#90%以上。才,。上述说明的本发明，能够使昂责的^^元素的添加量最小化，借助于含有0.5-2.0重J^的铜和极微量的硼的回火马氏体和贝氏体的〉'^^组织，可制造j&显韌性优良的可:lf^超高强度钢。以下将通过实施例对本发明进行更详细的说明。实施例表1示本发明的实施例使用的回火材料以及可与上述回火材,比较的未回火材料的化学《咸、ECO^r指数、^Hpi4;l及4^p结^J显度。其中，未回火材料指未经过回;^t理的钢。才娥表l，由钢l至钢3如所记载的一样組成的lOOmm厚度的钢材，在l，150'C下进行2小时左右的再加热后，在奥氏M结晶化的温度及以下，分别口50-60%左右的应力载荷，热轧至15咖厚度。接下来，将上ii^过热轧的板材在Ar3以上的温度下，以2(TC/秒以上的速度冷却至300。C以下，制it^回火材料，或者将上i^回火材料在45(TC、55(TC、650。C的温度下分别进行30分绅的回火，从而制造3种回火材料。表1<table>tableseeoriginaldocumentpage9</column></row><table>另一方面，测定如表1制造的钢材的屈服强度、拉伸强度、延伸率、以及常温和-2(TC下标准夏比V型缺口冲击样片的吸收能，其结果显示于表2中。表2对表1中的回火材#未回火材料的积械性能进行了》汲。表2<table>tableseeoriginaldocumentpage10</column></row><table>(*-20。C下进行)图2是关于表1M2所示的钢材，4艮椐回火温;l^斤作的可;l:f^超高强度钢的屈服强度和^^显冲击能的坐标图。由上ii42和图2可知，^i至回火的钢1至钢3(未回火材料)，其屈服强^1.lGPa以下，常温和^i显冲击能为100J以下，因此其屈服强度和j&显韦刃性均较差。符合本发明组成范围的回火钢(回火材料)中，在450。C回火的钢2和在550。C回火的钢3在其常温和低温下冲击能为200J以上，屈服强度为1.lGPa以上，^J见出^^显初性优良的超高强度。然而，虽然符合本发明的《M范围，但是在450。C和在65(TC回火的钢3，尽管其屈服强;1^1.lGPa以上，但在常温和低温下冲击能为200J以下，而在55(TC和在65(TC回火的钢2,尽管在常温和低温下沖击能为200J以上，^S^屈服强度为1.lGPa以下，因此未能满足^f^显韦刃小沐屈月艮强度同时优良。#卜，尽管铜^J:低于0.5重*%而超出本发明组成范围的在450-650°C回火的钢1，尽管其常温和低温冲击能为200J以上，但溝屈服强度未能iii'J1.lGPa。因jtbf,本发明，为了确保屈服强度在1.lGPa以上、常温和低温冲击能在200J以上的优良;f;L^性能，需要使01的^1:在0.5-2.0重*%，并且以400。C与60(TC之间的^^适的回火温度制造，从而形成回火马氏^^和贝氏体的混合组织。子显微^、片。如照片中所示，可M^到位错密度斷氐的回火马氏体和贝氏体的形貌。特别地，才財居本发明的实施例，确i人了回火马氏体和贝氏体的;^^组织的^M、分tt90°/。以上。综上所述，尽管列#^实施例对本发明进行了详细说明，^SL^发明并不局限于上述实施例，并JL^4页域技^员可以在本发明技木恩想的范围内做出许多改变。权利要求1.低温韧性优良的可焊接超高强度钢，以重量％计包含C0.05-0.1％、Si0.1-0.5％、Mn1.5-2.5％、Ni0.2-0.5％、Cu0.5-2.0％、Cr0.1-0.5％、Mo0.1-0.5％、Nb0.01-0.05％、V0.01-0.1％、Ti0.01-0.03％、Al0.05％以下、B0.0005-0.002％、余量为铁和其它不可避免的杂质；且Ceq(碳当量)为0.3至0.6，Pcm(焊接裂纹敏感性指数)为0.3以下，常温和低温冲击能在200J以上，屈服强度在1.1GPa以上。2.权利要求1的4&显韦刃性优良的可;1:科妄超高强度钢，其特#于，所述超高强麽_钢，其回火马氏体和贝氏体的混合组织的体积分数在90%以上。3.才^权利要求1的^^显韌性优良的可焊接超高强度钢，，*于，所*高强度钢，以重*%计，ECO^^指数(Mn。/。+2Ni%+0.5Cu°/。+4Mo。/。)在4.5以下。4.超高强^l钢的制i^法，^##于包括将由如下元素组成的板船口热至1，000。C以上的再加热阶段，所述板坯以重量°/。计含有C:0.05-0.1%、Si:0.1-0.5%、Mn:l.5-2.5%、Ni:0.2-0.5%、Cu:O.5—2.0%、Cr:0.1-0.5%、Mo:0.1-0.5%、Nb:0.01-0.05%、V:0.01—0.1%、Ti:0.01-0.03%、Al:0.05%以下、B:0.0005-0.002%、^l:为4失和其它不可i^的杂质，并且ECO^r指鉢4.5以下，Ceq(含碳量)为0.3至0.6,Pcm^^敏感性指奶约为0.3以下；将所，过再加热的板坯，在奥氏0结晶化的温>1及以下进4亍热轧的受控轧制阶段；将所i2ll至过热轧的钢以20。C/秒以上的il/l、;^至300'C以下，然后进行空冷的快速^H卩阶段；及将所，过冷却的《喊400°C-600。C的温度下加热10分钟以上，之后冷却的回火阶段。5.权利要求4的^i显韦刃性优良的可焊f级高强度钢的制it^法，其特征在于，上述热轧阶段中，对上述经过再加热的板还，在奥氏体再结晶化的温度及之下，分别口40%以上的应力载荷，使奥氏体的晶粒尺寸iiJ'JlOjim以下。全文摘要本发明揭示了在低碳低合金钢中添加环保廉价元素铜(Cu)和硼(B)制成的低温韧性优良的可焊接超高强度钢及其制造方法。基于本发明的低温韧性优良的可焊接超高强度钢由含有0.5-2.0重量％的铜和极微量的硼，此外含有C、Si、Mn、Ni、Cr、Mo、Nb、V、Ti及Al中的部分元素或全部元素的Fe组成，其特征在于，在钢的显微组织中，经回火的马氏体与贝氏体的混合组织占90％以上。根据本发明，可实现ECO合金指数(以重量％计，Mn％+2Ni％+0.5Cu％+4Mo％)在4.5以下，屈服强度在1.1GPa(超过API规格150)以上、低温冲击能在200J以上的超高强度钢的经济性制造。关键词低温韧性，可焊性，超高强度钢，回火，回火马氏体。文档编号C22C38/58GK101676430SQ20091013460公开日2010年3月24日申请日期2009年4月2日优先权日2008年9月18日发明者李昌吉,李泰昊,黄昞哲申请人:韩国机械研究院