一种奥氏体低温钢及其制备方法与流程

本发明涉及低温钢及其制备方法，尤其涉及一种奥氏体低温钢及其制备方法。

背景技术：

液化天然气(沸点-162℃)、液氧(沸点-183℃)和液氮(沸点-196℃)等物质的储存及运输需要在超低温条件下具有高冲击韧性的结构材料。作为常用的低温钢，9％ni钢和cr-ni奥氏体不锈钢等材料都需要添加大量昂贵的ni元素，因此成本高。9％ni钢的主要显微组织是马氏体，虽然强度较高，但制造过程中需要控轧控冷及多次热处理，制造难度大，此外在焊接时还容易出现磁偏吹现象，使用难度大。相比之下，奥氏体组织的综合力学性能及物理性能更优，是更为理想的低温材料组织类型。虽然cr-ni奥氏体不锈钢也作为低温钢使用，但其合金成分中大量添加cr、ni等元素主要是考虑耐蚀性而并非低温力学性能。

为了获得成本更低、性能更优的低温钢材料，专利文件cn104220617a公开了一种具有优异的机械加工性并且在焊接热影响区域具有低温韧性的奥氏体钢，包含：15～35％的mn，23.6c+mn≥28％，33.5c-mn≤23％，0＜cu≤5％，28.5c+4.4cr≤57％，余量为铁和杂质元素。该发明完全不添加ni元素，以mn代ni，mn含量最高达35％，如此高的mn含量会导致在炼钢、切割及焊接过程中mn挥发明显，限制真空循环脱气法等冶炼工艺的实施，还会造成环境污染，因此制造及使用难度大；另外钢中完全不含ni等焊接有利元素将会明显提高焊接材料中ni等元素的需求量，因此增加了焊接成本；而且，该专利仅提供了实现一定的焊接热影响区低温韧性的技术方案，但未明确实现钢本身优异低温韧性的技术方案，事实上热影响区与非热影响区的低温韧性的影响因素并非完全一致，各环节工艺控制参数可能存在不同程度的差别。专利文件cn101550515b也公开了一种含铜高强韧高锰钢及其制造方法，包含mn：15～25％、cu：0.1～1.5％、c：0.3～1％、si：0.04～0.8％、al：0.002～0.8％，余量为fe和不可避免的杂质。所制备的高锰钢高强度和高延伸率，但未能提供实现优异低温韧性的技术方案，而且制备工艺包括卷取、退火、水淬等，制备工艺复杂且实施难度大。

技术实现要素：

发明目的：针对以上问题，本发明目的是提供一种奥氏体低温钢，通过合理的成分设计，得到在低温下具有优异的冲击韧性的高锰、低镍、微铌奥氏体低温钢。

本发明的另一目的是提供该低温钢的制备方法，通过两种热处理工艺的有机结合，能够简单方便的获得上述具有优异冲击韧性的奥氏体低温钢。

技术方案：为实现本发明的目的，本发明所采用的技术方案是：一种奥氏体低温钢，其化学成分及质量分数为：mn：14～20％，ni：0.3～1.3％，cr：2～5％，c：50c+mn+1.8ni+1.3cr≥50％且c≤0.7％，nb：0.02～0.1％，0＜si≤0.6％，0＜al≤0.3％，0＜n≤0.12％，余量为fe和不可避免的杂质元素。

进一步的，所述低温钢的奥氏体组织体积分数≥97％，平均晶粒直径≤80μm。

进一步的，所述低温钢的-196℃夏比冲击试验冲击功≥80j。

本发明中化学成分的作用及配比限定理由如下：

为了保证在降低ni含量的情况下材料仍具有优良的低温韧性，除了添加其他奥氏体稳定化元素外，还需要从根本上将材料组织类型改变为奥氏体。除了ni之外，mn、cr、c都具有不同程度降低马氏体转变温度、提高奥氏体组织稳定性的效果。其中作为间隙固溶元素的c具有最强的奥氏体稳定化效果。每种元素都有其作用特点，单纯依靠ni或单纯依靠mn这样的方式都不利于材料制造成本的降低及焊接使用性能的提高，而应当复合添加多种元素并选取最佳配比。从合金总量上考虑，当c、mn、ni、cr的质量百分数满足50c+mn+1.8ni+1.3cr≥50％时，奥氏体具有最佳的热力学稳定性，在-196℃的低温条件下仍能够保持面心立方晶体结构的稳定而不发生马氏体相变，且具有适宜的层错能，在形变过程中能够发生孪晶强化并提高加工硬化率，从而具有高的强度和塑性。奥氏体的面心立方晶体结构具有很高的抵抗裂纹形成及扩展的能力，能够在冲击形变过程中提高裂纹形成功及扩展功，从而提高低温冲击韧性。

除了满足一定的合金总量以获得具有最佳稳定性的奥氏体组织之外，每种合金元素还有其各自的利弊效果，需要分别限定含量范围：

mn：mn与ni作为合金元素在影响组织和性能方面具有类似作用，因此mn可以作为ni的替代元素从而降低ni的添加量。mn具有很强的稳定奥氏体的作用，同时也能够以固溶强化方式提高奥氏体的强度，但是mn含量过高容易在晶界偏聚并弱化晶界，从而降低钢的低温冲击韧性，此外，mn含量过高也容易在冶炼、切割、焊接等过程中产生明显挥发，从而增大制造及使用的难度，应控制在14～20％。

ni：能够显著提高奥氏体稳定性，而且不容易形成有害碳化物或是以偏聚形式弱化晶界，还能够改善焊接接头力学性能从而降低材料使用难度，是提高低温钢综合性能的重要合金元素，但其价格昂贵，大量添加不利于降低成本，应控制在0.3～1.3％。

cr：能够降低马氏体转变温度，同时也能够以固溶强化方式提高奥氏体的强度，但是cr含量过高容易在晶界处形成碳化物析出并降低晶界强度，从而降低钢的低温冲击韧性，应控制在2～5％。

c：具有极强的降低马氏体转变温度、提高奥氏体稳定性的作用，而且具有极强的固溶强化作用，c与其他元素含量满足50c+mn+1.8ni+1.3cr≥50％时，奥氏体具有最佳的热力学稳定性，在-196℃的低温条件下仍能够保持其晶体结构稳定而不发生马氏体相变。作为间隙固溶元素的c具有最强的奥氏体稳定化效果，c含量的轻微变化将显著影响整个合金体系的组织及性能，需要根据实际添加的ni、mn、cr等含量来准确限定c的含量范围。c含量应控制在0.7％以内，为的是避免过强的c间隙固溶强化以及c与cr、mn等元素结合形成大量的粗大碳化物严重损害钢的低温冲击韧性。

nb：以熔点较高的弥散碳化铌析出钉扎晶界形式阻碍加热时的奥氏体晶粒粗化，在高温形变过程中降低再结晶奥氏体晶粒的长大速率，有利于获得细化的再结晶晶粒，从而改变奥氏体晶界状态并提高低温冲击韧性。此外，奥氏体晶粒内细小而弥散的nb析出还能够提高强度。但nb含量过高不利于高温形变再结晶并会损害钢的力学性能，而且会增加合金成本，应控制在0.02～0.1％。

si：能够产生固溶强化，但si在晶界偏聚会弱化晶界并导致沿晶脆性，此外si还会降低塑性，应控制在0.6％以内。

al：具有一定的强化奥氏体晶界的作用，还能有效改善焊接接头性能，但过量添加容易形成大尺寸的al3o2、aln等析出相并损害低温冲击韧性，应控制在0.3％以内。

n：具有较强的奥氏体稳定化作用，适量的n能够提高强度而不明显损害奥氏体组织的低温韧性，但过量添加容易形成粗大的高熔点氮化物并损害力学性能，应控制在0.12％以内。

炼钢过程中不可避免s、p杂质元素，s易与mn形成mns，p容易在晶界偏聚并降低晶界抗裂纹扩展能力，为提高钢的低温韧性，需要将s、p控制在最低限度。

本发明所述的制备上述奥氏体低温钢的方法，包括以下步骤：

(1)加热：将具有与上述奥氏体低温钢相同化学成分的钢坯加热至1050～1180℃并充分保温完成奥氏体化；

(2)形变：对加热后的钢坯进行轧制，轧制温度960～1020℃，道次形变量≥15％，总形变量≥75％，实现形变热处理效果；

(3)冷却：高温形变后的钢立即水冷至室温，实现高温形变热处理与水韧处理效果的结合，得到奥氏体低温钢。

进一步的，所述步骤(1)中的保温时间为0.8～1.4min/mmx钢坯厚度。

进一步的，所述步骤(3)中在400～850℃范围内冷却速率10～60℃/s。

坯料加热到1050～1180℃并保温能够得到一定晶粒尺寸的高温奥氏体组织，同时发生碳化物回溶、元素扩散等奥氏体均匀化过程。若加热温度过低，碳化物回溶及元素扩散速率降低，不利于奥氏体均匀化及力学性能提高；当加热温度高于1180℃时，nb的碳化物也发生大量回溶，从而失去了抑制晶粒长大的作用，导致奥氏体晶粒粗化，不利于改善低温冲击韧性，因此钢坯加热温度应控制在1050～1180℃。在本发明合金成分范围内，材料的导热系数明显低于普通的低合金钢，约为20w/(m·℃)，因此需要足够的保温时间以完成奥氏体化，但保温时间过长会导致晶粒粗大。保温时间的选取还要考虑钢坯厚度，本发明中的保温时间为0.8～1.4min/mmx钢坯厚度。

对加热后的奥氏体组织进行轧制形变，奥氏体发生再结晶，细化了奥氏体晶粒。为保证再结晶比例，本发明要求轧制温度不低于960℃且道次形变量不低于15％，以确保最佳的再结晶热力学及动力学条件，总形变量不低于75％则能够保证充分的晶粒细化效果，细化后的晶粒平均粒径能后达到80μm以下。在轧制形变过程中，应变积累促进了奥氏体晶粒内nb的析出。在本发明的nb含量范围内，终轧温度控制在960～1020℃最有利于nb的应变诱导析出，得细小而弥散的析出相，从而进而有利于提高材料强度。此外，终轧温度过高时于1020℃时，再结晶后的奥氏体晶粒长大速率高，不利于控制晶粒尺寸。

本发明在高温形变后立即进行水冷，能够抑制再结晶后的晶粒长大，实现了高温形变热处理的效果，得到了细化的奥氏体晶粒。更重要的是，水冷工艺与高温加热工艺构成了对奥氏体组织的水韧处理，有效抑制了晶界上有害碳化物的大量析出从而显著提高低温冲击韧性。高温下cr、mn等元素的有害碳化物发生回溶，在加速冷却时因不具备足够的动力学条件而难以大量析出。在400～850℃范围内，特别是在700℃附近，如果冷却速率不够高，cr、mn的碳化物将在晶界处析出。碳化物析出的体积分数达到3％以上时将大幅度降低晶界结合力，从而严重损害低温冲击韧性。本发明中要求400～850℃范围内冷却速率不低于10℃/s，以充分减弱碳化物析出的动力学条件并将碳化物析出量控制在最低水平。但当冷却速率过高，如高于60℃/s时，冷却后钢板的热应力大，从而增大了钢板的使用难度，不利于本发明的整体效果。

本发明中将高温形变热处理、水韧处理这两种热处理工艺进行结合，形成一种高温形变水韧处理工艺，通过一次热循环的工艺就能够得到所需的组织及性能。通过本发明工艺得到体积分数97％及以上的奥氏体组织，其余为可能存在的极少量的碳化物、氮化物等第二相。

有益效果：本发明通过合理设计c、ni、mn、nb等合金元素以及采用高温形变热处理与水韧处理相结合的工艺，制备了在-196℃仍能够保持结构稳定、有害碳化物析出被有效抑制的高锰、低镍、微铌奥氏体组织低温钢，具有优异的低温冲击韧性；减少ni的使用，大大降低了低温钢的成本。

附图说明

图1是本发明的c质量分数(wt％)范围的图；

图2是本发明实施例1中的低温钢的光学显微组织图。

具体实施方式

下面结合附图和实施例对本发明作进一步的说明。

图1所示为本发明c含量的范围图。

实施例1

一种奥氏体低温钢，其化学成分及质量分数为：17.2％mn，1％ni，3.9％cr，0.57％c，0.05％nb，0.21％si，0.1％al，0.05％n，余量为fe和0.05％以下的s、p杂质元素，50c+mn+1.8ni+1.3cr＝52.57％。

厚度为150mm的钢坯加热至1120℃并保温180min；加热后进行轧制，终轧温度980℃，道次形变量20％，总形变量85％，钢板厚度22.5mm；轧制后立即水冷至室温，400～850℃范围内冷却速率23℃/s。

图2所示为低温钢的光学显微组织图，组织为奥氏体。奥氏体体积分数99.4％，平均晶粒直径63μm，几乎没有碳化物，-196℃夏比冲击试验冲击功164j。

实施例2

19.8％mn，1.3％ni，4.9％cr，0.43％c，0.1％nb，0.1％si，0.02％al，0.12％n，以及余量fe和0.05％以下的s、p杂质元素；50c+mn+1.8ni+1.3cr＝50.01％

厚度220mm的钢坯加热至1050℃并保温300min；加热后进行轧制，终轧温度960℃，道次形变量15％，总形变量75％，钢板厚度55mm；轧制后立即水冷至室温，400～850℃范围内冷却速率60℃/s。

奥氏体体积分数99.6％，平均晶粒直径75μm；几乎没有碳化物，-196℃夏比冲击试验冲击功203j。

本实施例中mn、ni、cr含量均接近范围上限，c含量相对较低，但总合金量50c+mn+1.8ni+1.3cr＝50％，同样能够得到稳定的奥氏体组织。并通过工艺处理，抑制碳化物析出，具有较高冲击功。

实施例3

20％mn，1.25％ni，5％cr，0.7％c，0.02％nb，0.6％si，0.3％al，0.015％n，以及余量fe和0.05％以下的s、p杂质元素；50c+mn+1.8ni+1.3cr＝63.75％。

厚度80mm的钢坯加热至1180℃并保温65min；加热后进行轧制，终轧温度1020℃，道次形变量22％，总形变量90％，钢板厚度8mm；轧制后立即水冷至室温，400～850℃范围内冷却速率10℃/s。

奥氏体体积分数98.5％，平均晶粒直径71μm；晶界处有极少量碳化物，-196℃夏比冲击试验冲击功94j。

本实施例中mn、ni、cr含量接近范围上限，c含量也接近范围上限。虽然较高含量的c和cr使得组织中碳化物增多，但总合金量50c+mn+1.8ni+1.3cr＝63.8％，碳化物仍然控制在一定体积分数以内(＜3％)，因此冲击功也能够达到本发明目的。

实施例4

14.1％mn，0.3％ni，2％cr，0.67％c，0.07％nb，0.05％si，0.14％al，0.07％n，以及余量fe和0.05％以下的s、p杂质元素；50c+mn+1.8ni+1.3cr＝50.74％。

厚度150mm的钢坯加热至1090℃并保温165min；加热后进行轧制，终轧温度987℃，道次形变量18％，总形变量88％，钢板厚度18mm；轧制后立即水冷至室温，400～850℃范围内冷却速率25℃/s。

奥氏体体积分数99.2％，平均晶粒直径77μm；几乎没有碳化物，-196℃夏比冲击试验冲击功110j。

本实施例中mn、ni、cr含量接近范围下限，此时c含量需求较高，才能得到稳定的奥氏体组织，并通过本发明的工艺处理得到高冲击功。

对比例1

14.5％mn，0.3％ni，2.6％cr，0.39％c，0.05％nb，0.1％si，0.09％al，0.06％n，以及余量fe和0.05％以下的s、p杂质元素；50c+mn+1.8ni+1.3cr＝37.92％。

厚度180mm的钢坯加热至1100℃并保温180min；加热后进行轧制，终轧温度998℃，道次形变量20％，总形变量85％，钢板厚度27mm；轧制后立即水冷至室温，400～850℃范围内冷却速率25℃/s。

奥氏体体积分数92％，平均晶粒直径70μm；组织中含有马氏体，几乎没有碳化物，-196℃夏比冲击试验冲击功0j。

由于mn、ni、cr、c总合金量过低，未能达到50c+mn+1.8ni+1.3cr≥50％的要求，因此奥氏体稳定性低，马氏体转变温度高。即使采用本发明提供的工艺，还是不能得到足够稳定的奥氏体组织，出现了马氏体组织。在-196℃下，将有更多的奥氏体转变为高强度的马氏体，严重损害冲击韧性，冲击功下降为零。

对比例2

16.5％mn，1.1％ni，8.1％cr，0.84％c，0.07％nb，0.15％si，0.12％al，0.2％n，以及余量fe和0.05％以下的s、p杂质元素；50c+mn+1.8ni+1.3cr＝71.01％。

厚度150mm的钢坯加热至1150℃并保温180min；加热后进行轧制，终轧温度975℃，道次形变量20％，总形变量81％，钢板厚度28.5mm；轧制后立即水冷至室温，400～850℃范围内冷却速率15℃/s。

奥氏体体积分数95％，平均晶粒直径67μm；碳化物体积分数大于4％，-196℃夏比冲击试验冲击功5j。

cr、c、n含量明显超出本发明的范围，导致大量碳化物在晶界处形成，且c、n的间隙固溶强化效果过高，这些都会严重损害低温冲击韧性。

对比例3

17.2％mn，1％ni，3.9％cr，0.57％c，0.05％nb，0.21％si，0.1％al，0.05％n，以及余量fe和0.05％以下的s、p杂质元素；50c+mn+1.8ni+1.3cr＝52.57％。

厚度100mm的钢坯加热至1280℃并保温120min；加热后进行轧制，终轧温度1004℃，道次形变量15％，总形变量55％，钢板厚度45mm；轧制后立即水冷至室温，400～850℃范围内冷却速率22℃/s。

奥氏体体积分数99.4％，平均晶粒直径109μm；几乎没有碳化物，-196℃夏比冲击试验冲击功67j。

虽然各组分含量都在本发明范围内，但由于钢坯加热温度过高、总形变量过低，不能达到充分的奥氏体细化效果，奥氏体晶粒尺寸较大，即使碳化物极少，也不利于低温冲击韧性提高。

对比例4

17.2％mn，1％ni，3.9％cr，0.57％c，0.05％nb，0.21％si，0.1％al，0.05％n，以及余量fe和0.05％以下的s、p杂质元素；50c+mn+1.8ni+1.3cr＝52.57％。

厚度100mm的钢坯加热至1080℃并保温120min；加热后进行轧制，终轧温度968℃，道次形变量19％，总形变量80％，钢板厚度20mm；轧制后不进行水冷，自然冷却至室温，400～850℃范围内冷却速率2.1℃/s。

奥氏体体积分数93％，平均晶粒直径72μm；碳化物体积分数大于6％，-196℃夏比冲击试验冲击功0j。

虽然各组分含量、钢坯加热温度及形变工艺都在本发明范围内，但是轧制后没有采取水冷处理，而是自然冷却至室温，未能达到水韧处理工艺效果，组织中出现了过多的碳化物，严重损害了低温冲击韧性。

上述实施例仅为了更清楚地说明本发明，而不限制本发明的范围。除上述实施例外，本发明还有其它实施方式，凡采用等同替换或等效变换形成的技术方案均落在本发明保护范围之内。