本发明属于低温用钢的技术领域，涉及一种用于超低温的高强韧高锰钢及其热处理工艺。
背景技术：
随着全球海洋钻井平台、海底油气输送与油气储运等装备制造的快速发展,高强高韧性低温用钢，特别是在海洋环境下使用的低温海工用钢的需求量显著上升。目前，广泛应用于超低温的钢铁材料主要为富ni铁素体型低温钢和奥氏体型低温钢。以海洋平台用钢为例,自升式钻井平台中高强韧钢占55-60％,半潜式钻井平台中占90-98％,其中平台用的桩腿、悬臂梁及升级齿条机构等要求在保证强度级别(460-690mpa)的同时兼顾优异的低温冲击韧性(-80℃冲击功>100j)。
ni系铁素体低温钢和奥氏体不锈钢虽然性能良好，但价格昂贵，而且ni元素对低温钢的低温韧性影响很大，含量越高影响越大。因此，高锰系奥氏体型低温钢逐渐发展成为最具有实用性与经济性的低温结构材料，虽然mn对于降低韧性-脆性转变温度是非常有效的，通过提高低温钢中的mn/c比，可显著提高钢的韧性。但是单相奥氏体型低温钢的屈服极限较低，无法达到理想的强度水平，综合强韧性较差。因此，有必要对高锰系低温钢的强韧化进一步研究与探讨。
为保证高锰系低温钢具有优异的强度，需引入多种强化机制，如细晶强化与析出强化；为了使析出强化不破坏低温钢的塑性，则析出相尺寸需为纳米级别，可利用添加al、nb等元素形成各种类型的纳米碳化物颗粒如κ碳化物和mc型碳化物。同时，在晶粒细化的基础上需能保证奥氏体在低温变形下仍能产生孪晶诱发塑性(twip)效应，一般通过控制奥氏体内部的元素含量和晶粒尺寸，才能控制其层错能(sfe)及变形机制。如当mn含量过高，奥氏体层错能很高，低温变形机制为位错滑移，不能产生孪晶；而当mn含量很低的时候，奥氏体低温下易发生马氏体相变，界面处容易诱导为裂纹，因此层错能需要严格控制。同时，晶粒细化能显著抑制孪晶的产生，提高稳定性。因此，通过上述组织需求进行高锰系低温钢合金成分设计，同时提出一种新型的热处理工艺，制备一种高强韧性高锰系超低温用钢。
技术实现要素：
鉴于以上所述现有技术的缺点，本发明的目的在于提供一种用于超低温的高强韧高锰钢及其热处理工艺，利用低温时效和高温再结晶处理获得有效的晶粒细化及双晶分布的奥氏体和纳米析出相的复合组织，用于解决现有锰系低温钢强度较低及整体强韧性较差的问题，并能够制造用于超低温环境下使用的结构钢材。
为实现上述目的及其他相关目的，本发明第一方面提供一种用于超低温的高强韧高锰钢，由以下质量百分比的元素组成：
c(碳)：0.3-0.6％；si(硅)：0.02-0.1％；mn(锰)：20.0-26.0％；al(铝)：0.5-2.5％；nb(铌)：0.05-0.3％；p(磷)：≤0.010％；s(硫)：≤0.002％；n(氮)：0.004-0.010％；o(氧)：0.0005-0.002％；余量为fe(铁)。
优选地，所述一种用于超低温的高强韧高锰钢，元素组成任选以下其一：
1)一种用于超低温的高强韧高锰钢，由以下质量百分比的元素组成：
c：0.3-0.4％；si：0.02-0.05％；mn：25.0-26.0％；al：1.5-2.5％；nb：0.06-0.3％；p：≤0.010％；s：≤0.002％；n：0.004-0.010％；o：0.0005-0.002％；余量为fe。
2)一种用于超低温的高强韧高锰钢，由以下质量百分比的元素组成：
c：0.4-0.5％；si：0.02-0.1％；mn：23.0-25.0％；al：0.5-2.5％；nb：0.06-0.25％；p：≤0.010％；s：≤0.002％；n：0.004-0.010％；o：0.0005-0.002％；余量为fe。
3)一种用于超低温的高强韧高锰钢，由以下质量百分比的元素组成：
c：0.4-0.6％；si：0.05-0.1％；mn：22.5-24.0％；al：0.5-1.5％；nb：0.06-0.25％；p：≤0.010％；s：≤0.002％；n：0.004-0.010％；o：0.0005-0.002％；余量为fe。
更优选地，所述一种用于超低温的高强韧高锰钢，由以下质量百分比的元素组成：
c：0.4-0.5％；si：0.02-0.05％；mn：23.5-24.5％；al：1.5-2.5％；nb：0.06-0.15％；p：≤0.010％；s：≤0.002％；n：0.004-0.010％；o：0.0005-0.002％；余量为fe。
本发明中高强韧高锰钢的元素组成，其中，碳既能显著提高低温钢的强度，又能提高奥氏体的稳定性，而且是有效的碳化物形成元素。锰元素能够有效降低韧性-脆性转变温度，通过提高低温钢中的mn/c比，可显著提高钢的韧性。此外，在低温钢中加入适量的铝等元素，可有效提高奥氏体的层错能，以及形成类似κ碳化物的纳米颗粒，同时添加微量nb元素可形成富铌的mc碳化物，可大幅度提高强度的同时保证其低温韧性。同时，对于锰系低温钢，在冶炼过程中最重要的是控制s、p、n和o等杂质元素的含量，抑制夹杂物如mns的形成，这是提高低温钢低温韧性的重要手段。
本发明第二方面提供一种用于超低温的高强韧高锰钢的热处理工艺，包括以下步骤：
a)按配比取各元素组分混合后铸成钢锭，将钢锭在1150-1250℃进行加热并保温≥2h后，再由初轧温度1045-1055℃至终轧温度745-755℃进行多步热轧后空冷；
b)将空冷后的钢锭进行热处理，先进行冷轧处理后获得冷轧板，再将冷轧板在450-550℃温度区间进行低温时效析出2-4h后水淬至室温，最后进行高温再结晶后再次水淬至室温，即得于超低温的高强韧高锰钢。
优选地，步骤a)中，所述加热的温度为1200℃。
优选地，步骤a)中，所述初轧温度为1050℃，所述终轧温度为750℃。
优选地，步骤a)中，所述多步热轧包括以下步骤：
第一步：热轧温度：1045-1055℃，保温时间：165-175分钟；
第二步：热轧温度：975-985℃，保温时间：115-125分钟；
第三步：热轧温度：845-855℃，保温时间：85-95分钟；
第四步：热轧温度：825-835℃，保温时间：65-75分钟；
第五步：热轧温度：805-815℃，保温时间：45-55分钟；
第六步：热轧温度：775-785℃，保温时间：35-45分钟；
第七步：热轧温度：765-775℃，保温时间：27-37分钟；
第八步：终轧温度：745-755℃，保温时间：20-30分钟。
更优选地，所述多步热轧包括以下步骤：
第一步：热轧温度：1050℃，保温时间：170分钟；
第二步：热轧温度：980℃，保温时间：120分钟；
第三步：热轧温度：850℃，保温时间：90分钟；
第四步：热轧温度：830℃，保温时间：70分钟；
第五步：热轧温度：810℃，保温时间：50分钟；
第六步：热轧温度：780℃，保温时间：40分钟；
第七步：热轧温度：770℃，保温时间：32分钟；
第八步：终轧温度：750℃，保温时间：25分钟。
优选地，步骤a)中，所述多步热轧的每次压下率保持在20-30％。
所述压下率是指轧制和锻压时常用表示相对变形的压下率表示变形程度。当多步轧制压下率尽量维持在一个稳定范围内时，轧制效果较好。
优选地，步骤b)中，所述热处理的过程包括冷轧处理、低温时效、高温再结晶。
优选地，步骤b)中，所述冷轧处理在室温下进行单步轧制。
更优选地，所述冷轧处理的压下率为60-75％。
优选地，步骤b)中，所述低温时效的温度区间为480-530℃，所述低温时效的析出时间为3-4h。更优选地，所述低温时效的温度为500℃，所述低温时效的析出时间为3h。
优选地，步骤b)中，所述高温再结晶的温度范围为750-850℃，所述高温再结晶的保温时间为60-90s。
更优选地，所述高温再结晶的温度范围为780-830℃，所述高温再结晶的保温时间为70-90s。
进一步优选地，所述高温再结晶的温度范围为800℃，所述高温再结晶的保温时间为90s。
优选地，步骤b)中，所述水淬是将低温时效或高温再结晶后的产物进行水冷却至室温。
上述室温为20-25℃。
如上所述，本发明提供的一种用于超低温的高强韧高锰钢及其热处理工艺，通过冷轧+低温时效+高温再结晶工艺，选取合适的时效温度和时间，第一步在基体内实现有效的纳米相弥散析出，基体很高的位错密度能促进碳化物的析出，第二步再结晶过程通过纳米析出相的钉扎作用，获得尺寸梯度分布的奥氏体和析出相的复合组织，通过纳米析出相和双晶分布的奥氏体的综合影响，在低温拉伸过程中利用奥氏体的twip效应，细晶强化和纳米析出相的析出强化，具有良好的强度和优异的塑性，并且其具有良好的焊接性，成本较低，热处理工艺较为简易。
本发明提供的一种用于超低温的高强韧高锰钢及其热处理工艺，解决现有锰系低温钢强度较低及整体强韧性较差的问题，即利用低温时效和高温再结晶处理获得有效的晶粒细化及双晶分布的奥氏体和纳米析出相的复合组织，有效改善锰系低温钢的强韧性，能够用于制造超低温环境下使用的结构钢材，能够获得在-196℃下屈服强度达到900-1100mpa、抗拉强度达到1400-1600mpa、延伸率达到50％-60％以及冲击韧性达到100-130j/cm2的高强韧高锰钢。
附图说明
图1显示为本发明中实施例1的高强耐低温钢的扫描电镜显微组织图1a、1b，其中，1a为热处理前的扫描电镜显微组织图；1b为热处理后的扫描电镜显微组织图。
图2显示为本发明中实施例2的高强耐低温钢的扫描电镜显微组织图2a、2b，其中，2a为热处理前的扫描电镜显微组织图；2b为热处理后的扫描电镜显微组织图。
图3显示为本发明中实施例1-2的高强耐低温钢热处理前后-196℃冲击性能图。
具体实施方式
下面结合具体实施例进一步阐述本发明，应理解，这些实施例仅用于说明本发明而不用于限制本发明的保护范围。
以下通过特定的具体实例说明本发明的实施方式，本领域技术人员可由本说明书所揭露的内容轻易地了解本发明的其他优点与功效。本发明还可以通过另外不同的具体实施方式加以实施或应用，本说明书中的各项细节也可以基于不同观点与应用，在没有背离本发明的精神下进行各种修饰或改变。
须知，下列实施例中未具体注明的工艺设备或装置均采用本领域内的常规设备或装置；所有压力值和范围都是指相对压力。
此外应理解，本发明中提到的一个或多个方法步骤并不排斥在所述组合步骤前后还可以存在其他方法步骤或在这些明确提到的步骤之间还可以插入其他方法步骤，除非另有说明；还应理解，本发明中提到的一个或多个设备/装置之间的组合连接关系并不排斥在所述组合设备/装置前后还可以存在其他设备/装置或在这些明确提到的两个设备/装置之间还可以插入其他设备/装置，除非另有说明。而且，除非另有说明，各方法步骤的编号仅为鉴别各方法步骤的便利工具，而非为限制各方法步骤的排列次序或限定本发明可实施的范围，其相对关系的改变或调整，在无实质变更技术内容的情况下，当亦视为本发明可实施的范畴。
以下实施例使用的含碳、硅、锰、铝、铌、磷、硫、氮、氧、铁等元素的原料均可从市场上购买，实现热轧处理、冷轧处理、低温时效、高温再结晶、水淬等工艺的设备也可从市场上购买获得。
实施例1
按配比取含各元素组分的原料混合后铸成钢锭，各组分由以下质量百分比的元素组成：c：0.4-0.5％；si：0.02-0.1％；mn：23.0-25.0％；al：0.5-2.5％；nb：0.06-0.25％；p：≤0.010％；s：≤0.002％；n：0.004-0.010％；o：0.0005-0.002％；余量为fe。将钢锭在1200℃进行加热并保温2h后，再由初轧温度1050℃至终轧温度750℃进行多步热轧后空冷，钢锭厚度为240mm。其中，多步热轧条件为：分别连续在1050、980、850、830、810、780、770、750℃温度下，压下率分别为29.17％、29.41％、25％、22.22％、21.43％、20％、20％、21.88％，保温时间分别为170、120、90、70、50、40、32、25分钟。将高锰钢热轧态钢板除锈去油，清洗干净，避免热处理过程中的受力不均现象。将经热轧后铸锭在扫描电子显微镜下检测，具体显微组织图见图1a。
然后，将热轧态处理低温钢进行冷轧加热处理，即冷轧压下率为70％，然后进行低温时效，即500℃温度区间之间进行等温时效析出3h，然后水淬至室温；将低温时效处理后的高锰钢在800℃进行再结晶90s，最后进行水淬至室温。将获得的耐低温的高强韧高锰钢样品1#在扫描电子显微镜下检测，具体显微组织图见图1b。
实施例2
按配比取含各元素组分的原料混合后铸成钢锭，各组分由以下质量百分比的元素组成：c：0.4-0.6％；si：0.05-0.1％；mn：22.5-24.0％；al：0.5-1.5％；nb：0.06-0.25％；p：≤0.010％；s：≤0.002％；n：0.004-0.010％；o：0.0005-0.002％；余量为fe。将钢锭在1200℃进行加热并保温2h后，由初轧温度1050℃至终轧温度750℃进行多步热轧后空冷，钢锭厚度为240mm。其中，多步热轧条件为：分别连续在1050、980、850、830、810、780、770、750℃温度下，压下率分别为29.17％、29.41％、25％、22.22％、21.43％、20％、20％、21.88％，保温时间分别为170、120、90、70、50、40、32、25分钟。将高锰钢热轧态钢板除锈去油，清洗干净，避免热处理过程中的受力不均现象。将经热轧后铸锭在扫描电子显微镜下检测，具体显微组织图见图2a。
然后，将热轧态处理低温钢进行冷轧加热处理，即冷轧压下率为70％，然后进行低温时效，即500℃温度区间之间进行等温时效析出3h，然后水淬至室温；将低温时效处理后的高锰钢在800℃进行再结晶90s，最后进行水淬至室温。将获得的耐低温的高强韧高锰钢样品2#在扫描电子显微镜下检测，具体显微组织图见图2b。
实施例3
将实施例1-2中的耐低温的高强韧高锰钢样品1-2#分别采用扫描电子显微镜进行奥氏体和析出相观察，具体结果见图1a、1b、2a、2b。
由图1a、1b、2a、2b可知，热轧态的样品组织晶粒很粗大，基本上在12μm左右，有大量的退火孪晶界出现。而在经过后续处理后，晶粒尺寸明显变细，且呈双晶分布，即大小晶粒都有，尺寸分布为0.4-5μm。同时在基体内分布着大量不均匀的纳米析出相，尺寸大概在5-20nm左右，基本上冷轧造成的组织变形都被热处理后的再结晶消除。双晶分布的奥氏体尺寸得益于在低温时效过程中产生的析出相在再结晶的过程中能够钉扎奥氏体晶界，抑制奥氏体的长大过程，而不均匀的析出相分布也导致了不同程度的再结晶。
实施例4
将实施例1-2中的耐低温的高强韧高锰钢样品1-2#分别进行低温拉伸实验，具体结果见表1。由表1可知，经过热处理后，高锰钢的屈服强度和抗拉强度显著提高至900-1100mpa和1400-1600mpa的级别，而低温延伸率依高达59％以上，整体低温下的强塑积较热处理前仍有提高，这得益于细晶强化与析出强化的复合强化机制，同时在变形过程中产生的孪晶诱发塑性效应，同时提高强韧性。
表1耐低温的高强韧高锰钢热处理前后-196℃拉伸力学性能对比表
实施例5
将实施例1-2中的耐低温的高强韧高锰钢样品品1-2#分别进行低温-196℃冲击实验，具体结果见图3、表1。由图3、表1可知，高强韧高锰钢在经过热处理后，液氮温度下的冲击韧性有一定的下降，但冲击韧性仍高于100j/cm2。在保持高强度的同时，依旧达到良好的低温韧性，已超过astm标准中对于高锰钢的冲击韧性标准值42.5j/cm2,获得了一种用于超低温的高强韧高锰钢。
综上所述，本发明提供的一种用于超低温的高强韧高锰钢及其热处理工艺，通过冷轧+低温时效+高温再结晶工艺，制备获得用于超低温的高强韧高锰钢，具有良好的强度和优异的塑性，并且其具有良好的焊接性，成本较低，热处理工艺较为简易。所以，本发明有效克服了现有技术中的种种缺点而具高度产业利用价值。
上述实施例仅例示性说明本发明的原理及其功效，而非用于限制本发明。任何熟悉此技术的人士皆可在不违背本发明的精神及范畴下，对上述实施例进行修饰或改变。因此，举凡所属技术领域中具有通常知识者在未脱离本发明所揭示的精神与技术思想下所完成的一切等效修饰或改变，仍应由本发明的权利要求所涵盖。