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，及其制造方法.pdf

摘要
申请专利号：	CN201280070690.7	申请日：	2012.12.27
公开号：	CN104220617A	公开日：	2014.12.17
当前法律状态：	授权	有效性：	有权
法律详情：	授权\|\|\|实质审查的生效IPC(主分类):C22C 38/00申请日:20121227\|\|\|公开
IPC分类号：	C22C38/00; C22C38/38; B23K31/02; C21D9/50	主分类号：	C22C38/00
申请人：	POSCO公司
发明人：	李淳基; 崔钟教; 朴永桓; 卢熙君; 赵悬宽; 徐仁植; 朴仁圭; 李弘周
地址：	韩国庆尚北道浦项市
优先权：	2011.12.27 KR 10-2011-0143966; 2012.12.21 KR 10-2012-0151508
专利代理机构：	北京北翔知识产权代理有限公司 11285	代理人：	侯婧;钟守期
PDF下载：	PDF下载

内容摘要

本发明提供了一种具有优异的机械加工性和在其焊接热影响区域具有低温韧性的奥氏体钢以及制造所述奥氏体钢的方法，所述奥氏体钢包含，按重量％计，15重量％至35重量％的锰(Mn)；碳(C)，满足23.6C+Mn≥28并且33.5C-Mn≤23；5重量％以下(不包括0重量％)的铜(Cu)；铬(Cr)，满足28.5C+4.4Cr≤57(不包括0重量％)；其余为铁(Fe)和其他不可避免的杂质，在-196℃下焊接热影响区域的却贝冲击值为41J以上。本发明提供了具有优异机械加工性和在其焊接热影响区域具有低温韧性的奥氏体钢，其中低温钢通过廉价的方式获得，稳定的奥氏体相可以在低温下形成并可以有效抑制碳化物的形成。

权利要求书

权利要求书
1.  一种具有优异的机械加工性和在焊接热影响区域具有超低温韧性的奥氏体钢，所述奥氏体钢具有下列组成，包含：
15重量％至35重量％的锰(Mn)；
碳(C)，满足23.6C+Mn≥28并且33.5C-Mn≤23；
5重量％以下(不包括0重量％)的铜(Cu)；
铬(Cr)，满足28.5C+4.4Cr≤57(不包括0重量％)；和
作为剩余物的铁(Fe)以及其他不可避免的杂质。

2.  权利要求1的具有优异的机械加工性和在焊接热影响区域具有超低温韧性的奥氏体钢，还包括：

0.  03重量％至0.1重量％的硫(S)；和

0.  001重量％至0.01重量％的钙(Ca)，
其中焊接热影响区域在-196℃下的却贝冲击值为41J以上。

3.  权利要求1或2的具有优异的机械加工性和在焊接热影响区域具有超低温韧性的奥氏体钢，还包括一种或多种下列元素：0.5重量％以下的钛(Ti)、0.5重量％以下的铌(Nb)、0.5重量％以下的钒(V)，和1重量％以下的氮(N)。

4.  权利要求1或2的具有优异的机械加工性和在焊接热影响区域具有超低温韧性的奥氏体钢，其中焊接热影响区域的微结构包括具有面积分数为95％以上的奥氏体。

5.  权利要求1或2的具有优异的机械加工性和在焊接热影响区域具有超低温韧性的奥氏体钢，其中在焊接热影响区域中位于奥氏体晶界处的碳化物的面积分数为5％以下。

6.  一种制造具有优异的机械加工性和在焊接热影响区域具有超低温韧性的奥氏体钢的方法，所述方法包括：
通过将含有15重量％至35重量％的锰(Mn)；碳(C)，满足23.6C+Mn≥28并且33.5C-Mn≤23；5重量％以下(不包括0重量％)的铜(Cu)；铬(Cr)，满足28.5C+4.4Cr≤57(不包括0重量％)；和作为剩余物的铁(Fe)以及其他不可避免的杂质的钢焊接而获得焊接热影响区域；并且
在10℃/s以上的冷却速率下冷却该焊接热影响区域。

7.  权利要求6的方法，其中所述钢还包括0.03重量％至0.1重量％的硫(S)；和0.001重量％至0.01重量％的钙(Ca)。

8.  权利要求6或7的方法，其中所述钢还包括一种或多种下列元素：0.5重量％以下的钛(Ti)、0.5重量％以下的铌(Nb)、0.5重量％以下的钒(V)，和1重量％以下的氮(N)。

说明书

说明书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,及其制造方法
技术领域
本发明涉及具有优异的机械加工性和在焊接热影响区域(weld heat-affected zone)具有超低温韧性的奥氏体钢，并且涉及其制造方法，并且更具体而言，涉及能够在宽的温度范围内使用的结构钢，所述宽的温度范围从低温液化气环境(如液化气储罐和运输设备)至室温。
背景技术
液化气，如液化天然气(LNG，沸点：-164℃)、液氧(沸点：-183℃)和液氮(沸点：-196℃)需要超低温储存条件。因此，需要一种结构如由在低温下具有足够的韧性和强度的材料形成的压力容器以储存这些气体。
铬(Cr)-镍(Ni)基不锈钢合金如AISI304，9％Ni钢和5000系列铝合金通常用作能够在液化气环境的低温下使用的材料。然而，关于5000系列铝合金，其用途有限，因为合金材料成本高，结构的设计厚度可能由于该合金的强度低而需提高，并且焊接可加工性差。Cr-Ni-基不锈钢和9％Ni钢大大克服了铝物理特性的限制。然而，例如由于加入相对昂贵的镍而造成制造成本提高，所以其用途有限。
为解决这些限制，专利文件1和2公开了降低相对昂贵的镍的含量并且加入锰和铬代替的技术。专利文件1公开了通过降低镍含量至1.5％至4％并且加入16％至22％的锰和2％至5.5％的铬代替而确保奥氏体结构，从而提高超低温韧性的技术。专利文件2公开了通过重复热处理和回火同时降低镍含量至约5.5％并且加入2.0％的锰和1.5％以下的铬代替而精炼铁素体晶粒，从而确保超低温韧性的技术。然而，由于上述发明仍含有相对昂贵的镍，并需要多步重复热处理和回火以确保超低温韧性，所以其就成本和方法简化而言不是有利的。
与在形成含有液化气环境中使用的结构钢相关的另一技术可以包括所谓的“无镍高锰钢”，其完全不加入镍。高锰钢根据加入的锰的量可以分为铁素体钢和奥氏体钢。例如，专利文件3公开了通过加入5％的锰而不是9％的镍以在奥氏体和铁素体共存的两相温度范围内通过四次热处理，然后回火以精炼晶粒，从而改进超低温韧性的技术。而且，专利文件4公开了通过加入13％的锰以在奥氏体和铁素体的两相温度范围内通过四次热处理，然后回火以精炼晶粒，从而改进超低温韧性的技术。上述专利包括作为主结构的铁素体，并且具有主要特征，其中铁素体晶粒通过四次或更多次的热处理和回火而精炼，以获得超低温韧性。然而，这些技术由于热处理的数量的增加而造成成本提高和热处理设备可能过载而受到限制。
专利文件5公开了与具有优异的超低温特性的高锰钢有关的技术，其中加入大量(即16％至35％)的锰和0.1％至0.5％的碳来代替完全不包括镍以稳定奥氏体并且加入1％至8％铝。专利文件6公开了具有优异的低温韧性的高锰钢可以通过加入15％至40％的锰而形成奥氏体和ε-马氏体的混合结构而获得。然而，因为碳含量低，所以韧性由于产生在超低温下不稳定的结构如ε-马氏体结构而劣化。而且，由于加入铝而使出现铸造缺陷的可能增加。
此外，因为奥氏体高锰钢由于加工硬化高而机械加工性差，切割器具的寿命降低。因此，与更换器具有关的制造成本如器具成本和停机时间可能会提高。
相关技术文件
(专利文件1)韩国专利申请特许公开第1988-0058369号
(专利文件2)国际专利申请特许公开第WO2007/080646号
(专利文件3)美国专利第4,257,808号
(专利文件4)韩国专利申请特许公开第1997-0043149号
(专利文件5)韩国专利申请特许公开第1991-0012277号
(专利文件6)日本专利申请特许公开第2007-126715号
发明内容
技术问题
本发明的一个方面提供了一种不包括镍的相对廉价的钢，一种奥氏体钢，其中形成在低温下稳定的奥氏体相，机械加工性优异，确保焊接热影响区域的超低温韧性，并且提供了制造所述钢的方法。
本发明的目的不限于此，然而，本文中没有描述的其他目的将通过以下提供的说明书而被本领域技术人员清楚地理解。
技术方案
根据本发明的一个方面，提供了具有优异的机械加工性并且在焊接热影响区域具有超低温韧性的奥氏体钢，其包括：15重量％至35重量％的锰(Mn)；碳(C)，满足23.6C+Mn≥28并且33.5C-Mn≤23；5重量％以下(不包括0重量％)的铜(Cu)；铬(Cr)，满足28.5C+4.4Cr≤57(不包括0重量％)；和作为剩余物的铁(Fe)以及其他不可避免的杂质。
其中，每个等式中Mn、C和Cr表示相应元素重量百分比(重量％)的含量。
根据本发明的另一实施方案，提供了制造具有优异的机械加工性和在焊接热影响区域具有超低温韧性的方法，其包括：通过将含有15重量％至35重量％的锰(Mn)；碳(C)，满足23.6C+Mn≥28并且33.5C-Mn≤23；5重量％以下(不包括0重量％)的铜(Cu)；铬(Cr)，满足28.5C+4.4Cr≤57(不包括0重量％)；和作为剩余物的铁(Fe)以及其他不可避免的杂质的钢焊接而获得焊接热影响区域；并且在10℃/s以上的冷却速率下冷却该焊接热影响区域。
有益效果
根据本发明，由于可将锰的量控制在相对低的范围而不加入镍和铝，所以可以获得相对廉价的超低温钢。而且，可以提供在焊接热影响区域具有优异的超低温韧性的结构钢，其中形成在低温下稳定的奥氏体相，通过铜有效抑制了碳化物的形成，并且机械加工性通过加入钙和硫而改进。
附图说明
图1是说明根据本发明的一个实施方案的锰含量与碳含量之间关系的图；
图2是根据本发明一个实施方案的钢的室温光学显微图；
图3是本发明实施方案钢在-196℃下却贝冲击(Charpy impact)测试后的的断裂表面图像；并且
图4是说明根据本发明一个实施方案机械加工性和硫含量之间关系的图。
最佳实施方式
在下文中，将详细描述本发明具有优异的机械加工性和在焊接热影响区域具有超低温韧性的奥氏体钢及其制造方法，以使其可以被本发明所述领域普通技术人员容易地实施。
为使在焊接热影响区域需要超低温韧性的奥氏体钢中锰含量低的情况的奥氏体稳定，必须提高碳含量，而这可能由于形成碳化物而使韧性劣化。而且，需要抑制碳化物的沉淀，以确保超低温韧性，并且在不便于控制冷却速率的情况下，例如在焊接热影响区域，碳化物在焊接热影响区域沉淀并且这将快速劣化超低温韧性。因此，急需通过合适的控制锰和碳来稳定奥氏体并加入与锰相比更有效抑制碳化物形成的合金元素而开发一种在焊接热影响区域具有优异的超低温韧性的超低温钢。此外，需要开发一种不加入昂贵的镍的相对廉价的超低温钢。
本发明人意识到，为使不含镍的钢在超低温下具有足够的韧性，除调节钢组分体系外，钢的主结构需要改变为奥氏体结构，更具体而言，需要控制在焊接热影响区域中在奥氏体晶界处碳化物的形成，由此实现本发明。而且，本发明人已经推演了通过调节钙和硫含量而显著改善奥氏体高锰钢的机械加工性的钢的组分。
因此，本发明的钢可以具有以下组分，包括：15重量％至35重量％的锰(Mn)；碳(C)，满足23.6C+Mn≥28并且33.5C-Mn≤23；5重量％以下(不包括0重量％)的铜(Cu)；铬(Cr)，满足28.5C+4.4Cr≤57(不包括0重量％)；和作为剩余物的铁(Fe)以及其他不可避免的杂质。其中，每个方程式中Mn、C和Cr表示相应元素的含量。
以下描述各个组分限制范围的原因。在下文中，应理解，除非另作具体说明，各个组分的含量单位为重量百分比(重量％)。
锰(Mn)：15％至35％
锰作为加入至本发明高锰钢的重要元素使奥氏体稳定。需要包括含量为15％以上的Mn以使奥氏体在超低温下稳定。在Mn含量小于15％的情况下，由于当碳含量少时可以形成ε-马氏体(亚稳相)并且ε-马氏体在超低温下可以通过形变诱导相变(deformation-induced transformation)而容易地转化为α-马氏体，不能确保韧性。而且，在通过提高碳含量而促进奥氏体的稳定，以防止上述现象的情况下，因为物理特性由于碳化物沉淀而快速劣化，所以不是可取的。相比而言，在Mn含量大于35％的情况下，由于锰的含量提高钢的腐蚀速率会降低并且经济效率会下降。因此，Mn含量可以限制在15％至35％。
碳(C)：满足23.6C+Mn≥28并且33.5C-Mn≤23
碳是使奥氏体稳定并且提高强度的元素，并且特别地，碳可以降低Ms和Md，即在冷却过程和变形过程中ε-马氏体和α-马氏体相变点的奥氏体。因此，在碳加入量不足的情况下，奥氏体的稳定性不足，因此，不能获得在超低温下稳定的奥氏体。而且，由于外部应力容易发生向ε-马氏体或α-马氏体的形变诱导相变，以降低钢的韧性和强度。相比而言，在碳含量过量的情况下，由于碳化物沉淀而使韧性快速劣化并且加工性由于强度过量提高而降低。
特别地，本发明中碳含量可以通过考虑碳和一起加入的其他元素之间的关系而仔细地确定。为此，与碳化物形成有关并且为本发明人所发现的碳和锰之间的关系示于图1。碳化物由于碳而形成。然而，碳并不是独立地影响碳化物的形成，而是通过与锰一起作用而影响碳化物形成的倾向。图1示出碳的合适的含量。为防止形成碳化物，可取的是在假设其他组分满足本发明所限定的范围下控制23.6C+Mn(其中C和Mn代表以重量％计的各个组分的含量)的值为28以上。这表示图1中平行四边形区域的倾斜的左边界。在23.6C+Mn值小于28的情况下，因为奥氏体的稳定性降低，所以形变诱导相变由于超低温度的影响而出现。因此，冲击韧性会降低。在碳含量过高即33.5C-Mn值大于23的情况下，由于碳的过量加入会造成碳化物沉淀，所以低温冲击韧性会降低。总而言之，本发明中希望加入锰含量为15％至35％，并且加入碳，以满足23.6C+Mn≥28并且33.5C-Mn≤23。如图1所示，满足上述方程式范围的碳含量的最低限为0％。
铜(Cu)：5％以下(不包括0％)
由于铜在碳化物中具有相对低的溶解度并且在奥氏体中具有低的扩散性，所以铜富集在奥氏体与成核的碳化物之间的边界处。因此，铜可以有效地通过防止碳扩散而延缓碳化物的生长，并且最终可以防止碳化物的形成。关于母体材料，在制造过程中碳化物的沉淀可以通过加速冷却而抑制。然而，关于焊接热影响区域，由于不便于控制冷却速率，所以在本发明中加入作为相对有效抑制碳化物沉淀的元素铜。而且，铜可具有使奥氏体稳定以改进超低温韧性的效果。然而，由于当铜含量大于5％时，铜会降低钢的热可加工性，所以希望控制铜的上限为5％。而且，获得上述碳化物抑制效果的铜含量可以为例如0.5％以上。
铬(Cr)：28.5C+4.4Cr≤57(不包括0％)
高达足够量的铬在低温下通过使奥氏体稳定而改善冲击韧性并且通过溶解于奥氏体而提高钢的强度。而且，铬是改善钢的耐腐蚀性的元素。然而，作为形成碳化物的元素铬还会通过特别地在奥氏体晶界处形成碳化物而降低低温冲击韧性。因此，本发明中加入的铬的量可以通过考虑碳和一起加入的其他元素之间的关系而仔细地确定。为防止形成碳化物，在其他组分满足本发明所限定的范围的假设下，希望控制28.5C+4.4Cr的值(其中C和Cr代表以重量％计的每种组分的含量)为57以下。在28.5C+4.4Cr的值大于57的情况下，由于铬和碳过量而难以有效抑制奥氏体晶界处碳化物的形成，因此，低温冲击韧性会降低。因此，本发明中可加入的铬满足28.5C+4.4Cr≤57。
本发明的残留组分为铁(Fe)。然而，由于在通常的制造过程中会不可避免地从原料或周围环境中引入不想要的杂质，所以这些杂质不能排除。然而，由于这些杂质对于本领域技术人员而言是显而易见的，所以其全部含量不具体地记载于本说明书中。
除上述组分外，本发明的钢可以进一步包括0.03重量％至0.1重量％的硫(S)和0.001重量％至0.01重量％的钙(Ca)。
硫(S)：0.03％至0.1％
硫通常是已知为与锰一起加入而形成一种化合物即硫化锰而改善机械加工性的元素，其易于切割并且在切割过程中易于分离。由于硫可以通过在切割过程中产生的热而熔融，所以碎片与切割器具之间的摩擦会降低。因此，硫由于例如通过器具面润滑而降低切割器具磨损和防止切割边在切割器具上积累的效果而提高切割器具的寿命。然而，在硫含量过量的情况下，钢的机械特性可由于在热加工中延长的大量粗硫化锰而劣化，并且热可加工性还可由于形成硫化铁而降低。因此，其上限可以为0.1％。由于当硫加入量小于0.03％时，其不能改善机械加工性，所以其下限可以控制至0.03％。
钙(Ca)：0.001％至0.01％
钙是主要用于控制硫化锰形状的元素。由于钙与硫具有高的亲和力，所以钙形成硫化钙并且同时溶解于硫化锰中。由于硫化锰通过包括作为核的硫化钙而结晶，所以在热加工过程中硫化锰颗粒的伸长被抑制，以保持其球形形状。因此，可以改善机械加工性。然而，由于钙具有低收率并且上述效果即使在钙含量大于0.01％的情况下也会饱和，所以需要加入大量钙以提高钙的含量。因此，就制造成本而言是不希望的。在钙含量小于0.001％的情况下，其效果是不足的。因此，希望控制下限为0.001％。
除上述组分外，如需要，本发明的钢可以进一步包括一种或多种元素：0.5重量％以下的钛(Ti)、0.5重量％以下的铌(Nb)、0.5重量％以下的钒(V)，和1重量％以下的氮(N)。
钛(Ti)：0.5％以下
钛是通过固体溶液和沉淀硬化效应而提高强度的元素，并且是可以在焊接热影响区域通过碳化钛/氮化钛而抑制晶粒生长以特别防止强度降低的元素。然而，在钛加入量大于0.5％的情况下，形成粗沉淀物而使钢的物理特性劣化。因此，其上限可以控制在0.5％。
铌(Nb)：0.5％以下
铌是通过固体溶液和沉淀硬化效应而提高强度的元素，并且铌可特别提高钢的重结晶停止温度(Tnr)以在低温轧制过程中通过晶粒细化而改善屈服强度。然而，在铌的加入量大于0.5％的情况下，形成粗沉淀以使钢的物理特性劣化。因此，其上限可控制在0.5％。
钒(V)：0.5％以下
钒是通过固体溶液和沉淀硬化效应而提高强度的元素。然而，在钒的加入量大于0.5％的情况下，形成粗沉淀以使钢的物理特性劣化。因此，其上限可控制在0.5％。
氮(N)：1％以下
氮是与碳一起使奥氏体稳定的元素，并且特别是通过固体溶液增强而改善强度的相对有利的元素(如碳)。然而，在氮加入量大于1％的情况下，形成粗氮化物以使钢的物理特性劣化。因此，氮含量可限制在1％以下。
具有上述组分的钢在焊接热影响区域具有优异的超低温韧性同时具有奥氏体结构。根据本发明一个优选的实施方案，本发明的钢在-196℃下焊接热影响区域的却贝冲击值为41J以上。
在满足上述组分体系的组合物范围内，本发明的钢可以通过热轧和冷却过程而制造或通过在热轧和冷却过程后重新加热而制造，并且焊接热影响区域的微结构可以包括95％以上面积分数的奥氏体。除奥氏体外，可以部分地包括不可避免地形成的杂质结构如马氏体、贝氏体、珠光体和铁素体。在本文中，应注意各个结构的含量为在不包括沉淀如碳化物的情况下当钢的相的总和被认为是100％时的含量。而且，在本发明的钢中，位于焊接热影响区域的微结构中的奥氏体晶界处的碳化物的面积分数可以为5％以下。
作为验证奥氏体结构的分数的标准的超低温度确定为-196℃。即，在奥氏体结构的分数在上述范围外的情况下，不能获得足够的韧性，即在-196℃所赋予的41J以上的韧性。
在下文中，将描述本发明在焊接热影响区域具有优异的超低温韧性的上述奥氏体钢的制造方法。
根据本发明的一个实施方案，焊接热影响区域通过焊接钢板(钢)获得，所述钢板(钢)由满足上述组分的钢坯粗轧、精轧并且随后冷却而制造。此后，焊接热影响区域在10℃/s以上的冷却速率下冷却。
设定焊接热影响区域的冷却速率为10℃/s以上的原因在于为获得如下结构：其中焊接热影响区域中奥氏体的面积分数为95％以上，并且位于奥氏体晶界处的碳化物的面积分数为5％以下。即，在作为形成碳化物的元素Cr和C加入量大的情况下，上述冷却速率有利于抑制碳化物的形成。
具体实施方式
在下文中，将根据具体的实施例详细描述本发明。然而，提供以下实施例仅为了更清楚地理解本发明，而不限制本发明的范围。
实施例1
在表2所列条件下，通过加热-热轧-冷却-焊接满足以下表1所述组分体系的钢坯而制造钢，然后测量微结构、屈服强度、拉伸强度、伸长率、焊接热影响区域(HAZ)和却贝冲击韧性。其结果示于以下表3中。在表1中，各个组分含量的单位为重量百分比(重量％)。
[表1]

[表2]

[表3]

本发明实施例A1至A9—作为满足本发明所控制的组分体系和组成范围的钢—显示出焊接热影响区域中碳化物面积分数可以控制至5％以下，可以获得稳定的奥氏体结构，并且在超低温下可以获得优异的韧性。可以确定，由于加入合适量的碳，所以即使锰含量相对较低也能获得稳定的奥氏体，在碳含量特别大的情况下，通过加入铜抑制碳化物形成，并且由于强度和奥氏体稳定性的改善，断裂韧性也得到改善。特别地，应理解在本发明实施例A9中通过加入约2.1％的铜而有效抑制碳化物形成，并且上述效果好于没有加入铜的对比实施例7的效果。
相比而言，关于对比实施例A1，由于碳含量不对应于本发明所控制的范围，所以奥氏体稳定化效果不足。因此，可以确定，韧性由于形成亚稳定的ε-马氏体相而较差。
而且，关于对比实施例A2，由于碳含量超过本发明所控制的范围，所以形成碳化物。因此，可以确定，伸长率和韧性降低。此外，关于对比实施例A3和A4，碳含量相当于本发明所控制的范围。然而，由于锰含量不足，所以在超低温下奥氏体稳定性降低。因此，可以确定，在超低温度下的冲击测试过程中由于奥氏体的形变诱导相变而使冲击韧性较差。
在对比实施例A5中，锰含量和碳含量对应于本发明所控制的范围。然而，由于加入的铜的量大于本发明所控制的范围，所以在热加工过程中材料的热加工性快速劣化而形成严重的裂缝。因此不能获得好的轧制材料。
在对比实施例A6中，锰含量和碳含量不对应于本发明所控制的范围。因此，形成铁素体，并且可以确定冲击韧性较差。
在对比实施例A7中，由于锰含量不对应于本发明所控制的范围，所以在超低温下奥氏体的稳定性降低。因此，可以确定在超低温度下的冲击测试过程中由于奥氏体的形变诱导相变而使冲击韧性较差。
在对比实施例A8中，锰含量和碳含量均对应于本发明所控制的范围。然而，由于加入的铬含量大于本发明所控制的范围，所以碳化物发生沉淀。因此，可以确定冲击韧性较差。
关于对比实施例A9，其组分满足本发明所限制的范围，但是焊接热影响区域的冷却速率小于10℃/s。因此，可以理解低温韧性由于形成大量的碳化物而较差。
图2示出了根据本发明实施例A3制造的钢板的显微图，其中可以确定微结构由奥氏体和面积分数为5％以下的碳化物组成。图3示出了本发明相同实施例超低温冲击测试样品的断裂表面图像，其中图像示出了延性断裂的形状。因此，可以确定通过控制本发明的组分体系和组成范围可有效稳定奥氏体。
因此，可以确定本发明有利的效果。
实施例2
满足以下表4所列组分体系的本发明实施例和对比实施例的钢坯通过连续铸造而制造。在表4中，各个组分的含量单位为重量％。
[表4]

由此制造的钢坯在表5的条件下加热。然后，进行热精轧，并将各个焊接热影响区域冷却。
[表5]

对于如此制造的每种钢，在-196℃下测量焊接热影响区域的碳化物的面积分数、屈服强度、拉伸强度、伸长率和焊接热影响区域的却贝冲击值，并且其结果示于以下表6中。为评估机械加工性，在旋转速率为130rpm并且前进速度为0.08mm/rev的条件下，在各个钢板上用直径为10mm的高速钢钻头重复钻孔，直至钻头磨损且其使用寿命终止。然后，测量孔的数量，且其结果示于表6中。
[表6]

关于本实施方案，作为碳含量、锰含量、铬含量和铜含量满足本发明所控制的组分体系和组成范围的钢，由于焊接热影响区域中的晶界碳化物的沉淀通过加入铜而有效地抑制，所以其面积分数被控制在5％以下。因此，应理解，低温韧性是优异的。具体地，即使在碳含量高的情况下，由于加入铜，也能有效地抑制碳化物的形成，因此，可以获得目标微结构和物理特性。
对比实施例B1至B5对应于钙含量和硫含量不满足本发明控制的组成范围的钢。应理解，其机械加工性较差。
相比而言，本发明实施例B1至B5对应于硫含量和钙含量满足本发明控制的组成范围的钢，其中应理解机械加工性与对比实施例相比是优异的。特别地，本发明实施例B2至B4为硫含量改变的情况，并且应理解机械加工性由于硫含量提高而进一步改善。
图4示出了根据硫含量的机械加工性。应理解机械加工性随硫含量的增加而提高。

资源描述

《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，及其制造方法.pdf》由会员分享，可在线阅读，更多相关《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，及其制造方法.pdf（20页珍藏版）》请在专利查询网上搜索。

1、(10)申请公布号 CN 104220617 A (43)申请公布日 2014.12.17 C N 1 0 4 2 2 0 6 1 7 A (21)申请号 201280070690.7 (22)申请日 2012.12.27 10-2011-0143966 2011.12.27 KR 10-2012-0151508 2012.12.21 KR C22C 38/00(2006.01) C22C 38/38(2006.01) B23K 31/02(2006.01) C21D 9/50(2006.01) (71)申请人 POSCO公司地址韩国庆尚北道浦项市 (72)发明人李淳基崔钟教朴永桓卢熙。

2、君赵悬宽徐仁植朴仁圭李弘周 (74)专利代理机构北京北翔知识产权代理有限公司 11285 代理人侯婧钟守期 (54) 发明名称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，及其制造方法 (57) 摘要本发明提供了一种具有优异的机械加工性和在其焊接热影响区域具有低温韧性的奥氏体钢以及制造所述奥氏体钢的方法，所述奥氏体钢包含，按重量计，15重量至35重量的锰(Mn)；碳 (C)，满足23.6C+Mn28并且33.5C-Mn23； 5重量以下(不包括0重量)的铜(Cu)；铬 (Cr)，满足28.5C+4.4Cr57(不包括0重量)；其余为铁(Fe)和其他不。

3、可避免的杂质，在-196 下焊接热影响区域的却贝冲击值为41J以上。本发明提供了具有优异机械加工性和在其焊接热影响区域具有低温韧性的奥氏体钢，其中低温钢通过廉价的方式获得，稳定的奥氏体相可以在低温下形成并可以有效抑制碳化物的形成。 (30)优先权数据 (85)PCT国际申请进入国家阶段日 2014.08.26 (86)PCT国际申请的申请数据 PCT/KR2012/011537 2012.12.27 (87)PCT国际申请的公布数据 WO2013/100614 KO 2013.07.04 (51)Int.Cl. 权利要求书1页说明书16页附图2页 (19)中华人民共和国国家知识产。

4、权局 (12)发明专利申请权利要求书1页说明书16页附图2页 (10)申请公布号 CN 104220617 A CN 104220617 A 1/1页 2 1.一种具有优异的机械加工性和在焊接热影响区域具有超低温韧性的奥氏体钢，所述奥氏体钢具有下列组成，包含： 15重量至35重量的锰(Mn)；碳(C)，满足23.6C+Mn28并且33.5C-Mn23； 5重量以下(不包括0重量)的铜(Cu)；铬(Cr)，满足28.5C+4.4Cr57(不包括0重量)；和作为剩余物的铁(Fe)以及其他不可避免的杂质。 2.权利要求1的具有优异的机械加工性和在焊接热影响区域具有超低温韧性的奥氏体钢。

5、，还包括： 0.03重量至0.1重量的硫(S)；和 0.001重量至0.01重量的钙(Ca)，其中焊接热影响区域在-196下的却贝冲击值为41J以上。 3.权利要求1或2的具有优异的机械加工性和在焊接热影响区域具有超低温韧性的奥氏体钢，还包括一种或多种下列元素：0.5重量以下的钛(Ti)、0.5重量以下的铌(Nb)、 0.5重量以下的钒(V)，和1重量以下的氮(N)。 4.权利要求1或2的具有优异的机械加工性和在焊接热影响区域具有超低温韧性的奥氏体钢，其中焊接热影响区域的微结构包括具有面积分数为95以上的奥氏体。 5.权利要求1或2的具有优异的机械加工性和在焊接热影响区域具有超低温韧性的。

6、奥氏体钢，其中在焊接热影响区域中位于奥氏体晶界处的碳化物的面积分数为5以下。 6.一种制造具有优异的机械加工性和在焊接热影响区域具有超低温韧性的奥氏体钢的方法，所述方法包括：通过将含有15重量至35重量的锰(Mn)；碳(C)，满足23.6C+Mn28并且33.5C-Mn23；5重量以下(不包括0重量)的铜(Cu)；铬(Cr)，满足 28.5C+4.4Cr57(不包括0重量)；和作为剩余物的铁(Fe)以及其他不可避免的杂质的钢焊接而获得焊接热影响区域；并且在10/s以上的冷却速率下冷却该焊接热影响区域。 7.权利要求6的方法，其中所述钢还包括0.03重量至0.1重量的硫(S)；和0.。

7、001 重量至0.01重量的钙(Ca)。 8.权利要求6或7的方法，其中所述钢还包括一种或多种下列元素：0.5重量以下的钛(Ti)、0.5重量以下的铌(Nb)、0.5重量以下的钒(V)，和1重量以下的氮(N)。权利要求书CN 104220617 A 1/16页 3 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，及其制造方法技术领域 0001 本发明涉及具有优异的机械加工性和在焊接热影响区域(weld heat-affected zone)具有超低温韧性的奥氏体钢，并且涉及其制造方法，并且更具体而言，涉及能够在宽的温度范围内使用的结构钢，所述宽的温度范围从低。

8、温液化气环境(如液化气储罐和运输设备)至室温。背景技术 0002 液化气，如液化天然气(LNG，沸点：-164)、液氧(沸点：-183)和液氮(沸点：-196)需要超低温储存条件。因此，需要一种结构如由在低温下具有足够的韧性和强度的材料形成的压力容器以储存这些气体。 0003 铬(Cr)-镍(Ni)基不锈钢合金如AISI304，9Ni钢和5000系列铝合金通常用作能够在液化气环境的低温下使用的材料。然而，关于5000系列铝合金，其用途有限，因为合金材料成本高，结构的设计厚度可能由于该合金的强度低而需提高，并且焊接可加工性差。 Cr-Ni-基不锈钢和9Ni钢大大克服了铝物理特性的限制。

9、。然而，例如由于加入相对昂贵的镍而造成制造成本提高，所以其用途有限。 0004 为解决这些限制，专利文件1和2公开了降低相对昂贵的镍的含量并且加入锰和铬代替的技术。专利文件1公开了通过降低镍含量至1.5至4并且加入16至22的锰和2至5.5的铬代替而确保奥氏体结构，从而提高超低温韧性的技术。专利文件2公开了通过重复热处理和回火同时降低镍含量至约5.5并且加入2.0的锰和1.5以下的铬代替而精炼铁素体晶粒，从而确保超低温韧性的技术。然而，由于上述发明仍含有相对昂贵的镍，并需要多步重复热处理和回火以确保超低温韧性，所以其就成本和方法简化而言不是有利的。 0005 与在形成含有液化气环。

10、境中使用的结构钢相关的另一技术可以包括所谓的“无镍高锰钢”，其完全不加入镍。高锰钢根据加入的锰的量可以分为铁素体钢和奥氏体钢。例如，专利文件3公开了通过加入5的锰而不是9的镍以在奥氏体和铁素体共存的两相温度范围内通过四次热处理，然后回火以精炼晶粒，从而改进超低温韧性的技术。而且，专利文件4公开了通过加入13的锰以在奥氏体和铁素体的两相温度范围内通过四次热处理，然后回火以精炼晶粒，从而改进超低温韧性的技术。上述专利包括作为主结构的铁素体，并且具有主要特征，其中铁素体晶粒通过四次或更多次的热处理和回火而精炼，以获得超低温韧性。然而，这些技术由于热处理的数量的增加而造成成本提高和热处理。

11、设备可能过载而受到限制。 0006 专利文件5公开了与具有优异的超低温特性的高锰钢有关的技术，其中加入大量 (即16至35)的锰和0.1至0.5的碳来代替完全不包括镍以稳定奥氏体并且加入 1至8铝。专利文件6公开了具有优异的低温韧性的高锰钢可以通过加入15至40 的锰而形成奥氏体和-马氏体的混合结构而获得。然而，因为碳含量低，所以韧性由于产说明书CN 104220617 A 2/16页 4 生在超低温下不稳定的结构如-马氏体结构而劣化。而且，由于加入铝而使出现铸造缺陷的可能增加。 0007 此外，因为奥氏体高锰钢由于加工硬化高而机械加工性差，切割器具的寿命降低。因此，与更换器具有关。

12、的制造成本如器具成本和停机时间可能会提高。 0008 相关技术文件 0009 (专利文件1)韩国专利申请特许公开第1988-0058369号 0010 (专利文件2)国际专利申请特许公开第WO2007/080646号 0011 (专利文件3)美国专利第4,257,808号 0012 (专利文件4)韩国专利申请特许公开第1997-0043149号 0013 (专利文件5)韩国专利申请特许公开第1991-0012277号 0014 (专利文件6)日本专利申请特许公开第2007-126715号发明内容 0015 技术问题 0016 本发明的一个方面提供了一种不包括镍的相对廉价的钢，一种奥氏体钢，其。

13、中形成在低温下稳定的奥氏体相，机械加工性优异，确保焊接热影响区域的超低温韧性，并且提供了制造所述钢的方法。 0017 本发明的目的不限于此，然而，本文中没有描述的其他目的将通过以下提供的说明书而被本领域技术人员清楚地理解。 0018 技术方案 0019 根据本发明的一个方面，提供了具有优异的机械加工性并且在焊接热影响区域具有超低温韧性的奥氏体钢，其包括：15重量至35重量的锰(Mn)；碳(C)，满足 23.6C+Mn28并且33.5C-Mn23；5重量以下(不包括0重量)的铜(Cu)；铬(Cr)，满足28.5C+4.4Cr57(不包括0重量)；和作为剩余物的铁(Fe)以及其他不可避免。

14、的杂质。 0020 其中，每个等式中Mn、C和Cr表示相应元素重量百分比(重量)的含量。 0021 根据本发明的另一实施方案，提供了制造具有优异的机械加工性和在焊接热影响区域具有超低温韧性的方法，其包括：通过将含有15重量至35重量的锰(Mn)；碳(C)，满足23.6C+Mn28并且33.5C-Mn23；5重量以下(不包括0重量)的铜(Cu)；铬 (Cr)，满足28.5C+4.4Cr57(不包括0重量)；和作为剩余物的铁(Fe)以及其他不可避免的杂质的钢焊接而获得焊接热影响区域；并且在10/s以上的冷却速率下冷却该焊接热影响区域。 0022 有益效果 0023 根据本发明，由于可将锰。

15、的量控制在相对低的范围而不加入镍和铝，所以可以获得相对廉价的超低温钢。而且，可以提供在焊接热影响区域具有优异的超低温韧性的结构钢，其中形成在低温下稳定的奥氏体相，通过铜有效抑制了碳化物的形成，并且机械加工性通过加入钙和硫而改进。附图说明说明书CN 104220617 A 3/16页 5 0024 图1是说明根据本发明的一个实施方案的锰含量与碳含量之间关系的图； 0025 图2是根据本发明一个实施方案的钢的室温光学显微图； 0026 图3是本发明实施方案钢在-196下却贝冲击(Charpy impact)测试后的的断裂表面图像；并且 0027 图4是说明根据本发明一个实施方案机械。

16、加工性和硫含量之间关系的图。 0028 最佳实施方式 0029 在下文中，将详细描述本发明具有优异的机械加工性和在焊接热影响区域具有超低温韧性的奥氏体钢及其制造方法，以使其可以被本发明所述领域普通技术人员容易地实施。 0030 为使在焊接热影响区域需要超低温韧性的奥氏体钢中锰含量低的情况的奥氏体稳定，必须提高碳含量，而这可能由于形成碳化物而使韧性劣化。而且，需要抑制碳化物的沉淀，以确保超低温韧性，并且在不便于控制冷却速率的情况下，例如在焊接热影响区域，碳化物在焊接热影响区域沉淀并且这将快速劣化超低温韧性。因此，急需通过合适的控制锰和碳来稳定奥氏体并加入与锰相比更有效抑制碳化物形成的。

17、合金元素而开发一种在焊接热影响区域具有优异的超低温韧性的超低温钢。此外，需要开发一种不加入昂贵的镍的相对廉价的超低温钢。 0031 本发明人意识到，为使不含镍的钢在超低温下具有足够的韧性，除调节钢组分体系外，钢的主结构需要改变为奥氏体结构，更具体而言，需要控制在焊接热影响区域中在奥氏体晶界处碳化物的形成，由此实现本发明。而且，本发明人已经推演了通过调节钙和硫含量而显著改善奥氏体高锰钢的机械加工性的钢的组分。 0032 因此，本发明的钢可以具有以下组分，包括：15重量至35重量的锰(Mn)；碳 (C)，满足23.6C+Mn28并且33.5C-Mn23；5重量以下(不包括0重量)的铜(C。

18、u)；铬(Cr)，满足28.5C+4.4Cr57(不包括0重量)；和作为剩余物的铁(Fe)以及其他不可避免的杂质。其中，每个方程式中Mn、C和Cr表示相应元素的含量。 0033 以下描述各个组分限制范围的原因。在下文中，应理解，除非另作具体说明，各个组分的含量单位为重量百分比(重量)。 0034 锰(Mn)：15至35 0035 锰作为加入至本发明高锰钢的重要元素使奥氏体稳定。需要包括含量为15 以上的Mn以使奥氏体在超低温下稳定。在Mn含量小于15的情况下，由于当碳含量少时可以形成-马氏体(亚稳相)并且-马氏体在超低温下可以通过形变诱导相变 (deformation-induced 。

19、transformation)而容易地转化为-马氏体，不能确保韧性。而且，在通过提高碳含量而促进奥氏体的稳定，以防止上述现象的情况下，因为物理特性由于碳化物沉淀而快速劣化，所以不是可取的。相比而言，在Mn含量大于35的情况下，由于锰的含量提高钢的腐蚀速率会降低并且经济效率会下降。因此，Mn含量可以限制在15至 35。 0036 碳(C)：满足23.6C+Mn28并且33.5C-Mn23 0037 碳是使奥氏体稳定并且提高强度的元素，并且特别地，碳可以降低M s 和M d ，即在冷却过程和变形过程中-马氏体和-马氏体相变点的奥氏体。因此，在碳加入量不足的情况下，奥氏体的稳定性不足，因此。

20、，不能获得在超低温下稳定的奥氏体。而且，由于外部应力说明书CN 104220617 A 4/16页 6 容易发生向-马氏体或-马氏体的形变诱导相变，以降低钢的韧性和强度。相比而言，在碳含量过量的情况下，由于碳化物沉淀而使韧性快速劣化并且加工性由于强度过量提高而降低。 0038 特别地，本发明中碳含量可以通过考虑碳和一起加入的其他元素之间的关系而仔细地确定。为此，与碳化物形成有关并且为本发明人所发现的碳和锰之间的关系示于图1。碳化物由于碳而形成。然而，碳并不是独立地影响碳化物的形成，而是通过与锰一起作用而影响碳化物形成的倾向。图1示出碳的合适的含量。为防止形成碳化物，可取的是在假。

21、设其他组分满足本发明所限定的范围下控制23.6C+Mn(其中C和Mn代表以重量计的各个组分的含量)的值为28以上。这表示图1中平行四边形区域的倾斜的左边界。在23.6C+Mn 值小于28的情况下，因为奥氏体的稳定性降低，所以形变诱导相变由于超低温度的影响而出现。因此，冲击韧性会降低。在碳含量过高即33.5C-Mn值大于23的情况下，由于碳的过量加入会造成碳化物沉淀，所以低温冲击韧性会降低。总而言之，本发明中希望加入锰含量为15至35，并且加入碳，以满足23.6C+Mn28并且33.5C-Mn23。如图1所示，满足上述方程式范围的碳含量的最低限为0。 0039 铜(Cu)：5以下(不。

22、包括0) 0040 由于铜在碳化物中具有相对低的溶解度并且在奥氏体中具有低的扩散性，所以铜富集在奥氏体与成核的碳化物之间的边界处。因此，铜可以有效地通过防止碳扩散而延缓碳化物的生长，并且最终可以防止碳化物的形成。关于母体材料，在制造过程中碳化物的沉淀可以通过加速冷却而抑制。然而，关于焊接热影响区域，由于不便于控制冷却速率，所以在本发明中加入作为相对有效抑制碳化物沉淀的元素铜。而且，铜可具有使奥氏体稳定以改进超低温韧性的效果。然而，由于当铜含量大于5时，铜会降低钢的热可加工性，所以希望控制铜的上限为5。而且，获得上述碳化物抑制效果的铜含量可以为例如0.5以上。 0041 铬(Cr)：。

23、28.5C+4.4Cr57(不包括0) 0042 高达足够量的铬在低温下通过使奥氏体稳定而改善冲击韧性并且通过溶解于奥氏体而提高钢的强度。而且，铬是改善钢的耐腐蚀性的元素。然而，作为形成碳化物的元素铬还会通过特别地在奥氏体晶界处形成碳化物而降低低温冲击韧性。因此，本发明中加入的铬的量可以通过考虑碳和一起加入的其他元素之间的关系而仔细地确定。为防止形成碳化物，在其他组分满足本发明所限定的范围的假设下，希望控制28.5C+4.4Cr的值(其中C 和Cr代表以重量计的每种组分的含量)为57以下。在28.5C+4.4Cr的值大于57的情况下，由于铬和碳过量而难以有效抑制奥氏体晶界处碳化物的形。

24、成，因此，低温冲击韧性会降低。因此，本发明中可加入的铬满足28.5C+4.4Cr57。 0043 本发明的残留组分为铁(Fe)。然而，由于在通常的制造过程中会不可避免地从原料或周围环境中引入不想要的杂质，所以这些杂质不能排除。然而，由于这些杂质对于本领域技术人员而言是显而易见的，所以其全部含量不具体地记载于本说明书中。 0044 除上述组分外，本发明的钢可以进一步包括0.03重量至0.1重量的硫(S)和 0.001重量至0.01重量的钙(Ca)。 0045 硫(S)：0.03至0.1 0046 硫通常是已知为与锰一起加入而形成一种化合物即硫化锰而改善机械加工性的元素，其易于切割并且在切。

25、割过程中易于分离。由于硫可以通过在切割过程中产生的热而说明书CN 104220617 A 5/16页 7 熔融，所以碎片与切割器具之间的摩擦会降低。因此，硫由于例如通过器具面润滑而降低切割器具磨损和防止切割边在切割器具上积累的效果而提高切割器具的寿命。然而，在硫含量过量的情况下，钢的机械特性可由于在热加工中延长的大量粗硫化锰而劣化，并且热可加工性还可由于形成硫化铁而降低。因此，其上限可以为0.1。由于当硫加入量小于 0.03时，其不能改善机械加工性，所以其下限可以控制至0.03。 0047 钙(Ca)：0.001至0.01 0048 钙是主要用于控制硫化锰形状的元素。由于钙与硫具有。

26、高的亲和力，所以钙形成硫化钙并且同时溶解于硫化锰中。由于硫化锰通过包括作为核的硫化钙而结晶，所以在热加工过程中硫化锰颗粒的伸长被抑制，以保持其球形形状。因此，可以改善机械加工性。然而，由于钙具有低收率并且上述效果即使在钙含量大于0.01的情况下也会饱和，所以需要加入大量钙以提高钙的含量。因此，就制造成本而言是不希望的。在钙含量小于0.001 的情况下，其效果是不足的。因此，希望控制下限为0.001。 0049 除上述组分外，如需要，本发明的钢可以进一步包括一种或多种元素：0.5重量以下的钛(Ti)、0.5重量以下的铌(Nb)、0.5重量以下的钒(V)，和1重量以下的氮 (N)。 00。

27、50 钛(Ti)：0.5以下 0051 钛是通过固体溶液和沉淀硬化效应而提高强度的元素，并且是可以在焊接热影响区域通过碳化钛/氮化钛而抑制晶粒生长以特别防止强度降低的元素。然而，在钛加入量大于0.5的情况下，形成粗沉淀物而使钢的物理特性劣化。因此，其上限可以控制在 0.5。 0052 铌(Nb)：0.5以下 0053 铌是通过固体溶液和沉淀硬化效应而提高强度的元素，并且铌可特别提高钢的重结晶停止温度(Tnr)以在低温轧制过程中通过晶粒细化而改善屈服强度。然而，在铌的加入量大于0.5的情况下，形成粗沉淀以使钢的物理特性劣化。因此，其上限可控制在 0.5。 0054 钒(V)：0.5以下。

28、0055 钒是通过固体溶液和沉淀硬化效应而提高强度的元素。然而，在钒的加入量大于 0.5的情况下，形成粗沉淀以使钢的物理特性劣化。因此，其上限可控制在0.5。 0056 氮(N)：1以下 0057 氮是与碳一起使奥氏体稳定的元素，并且特别是通过固体溶液增强而改善强度的相对有利的元素(如碳)。然而，在氮加入量大于1的情况下，形成粗氮化物以使钢的物理特性劣化。因此，氮含量可限制在1以下。 0058 具有上述组分的钢在焊接热影响区域具有优异的超低温韧性同时具有奥氏体结构。根据本发明一个优选的实施方案，本发明的钢在-196下焊接热影响区域的却贝冲击值为41J以上。 0059 在满足上述组分体系。

29、的组合物范围内，本发明的钢可以通过热轧和冷却过程而制造或通过在热轧和冷却过程后重新加热而制造，并且焊接热影响区域的微结构可以包括 95以上面积分数的奥氏体。除奥氏体外，可以部分地包括不可避免地形成的杂质结构如马氏体、贝氏体、珠光体和铁素体。在本文中，应注意各个结构的含量为在不包括沉淀如碳说明书CN 104220617 A 6/16页 8 化物的情况下当钢的相的总和被认为是100时的含量。而且，在本发明的钢中，位于焊接热影响区域的微结构中的奥氏体晶界处的碳化物的面积分数可以为5以下。 0060 作为验证奥氏体结构的分数的标准的超低温度确定为-196。即，在奥氏体结构的分数在上述范围。

30、外的情况下，不能获得足够的韧性，即在-196所赋予的41J以上的韧性。 0061 在下文中，将描述本发明在焊接热影响区域具有优异的超低温韧性的上述奥氏体钢的制造方法。 0062 根据本发明的一个实施方案，焊接热影响区域通过焊接钢板(钢)获得，所述钢板(钢)由满足上述组分的钢坯粗轧、精轧并且随后冷却而制造。此后，焊接热影响区域在 10/s以上的冷却速率下冷却。 0063 设定焊接热影响区域的冷却速率为10/s以上的原因在于为获得如下结构：其中焊接热影响区域中奥氏体的面积分数为95以上，并且位于奥氏体晶界处的碳化物的面积分数为5以下。即，在作为形成碳化物的元素Cr和C加入量大的情况下，上。

31、述冷却速率有利于抑制碳化物的形成。具体实施方式 0064 在下文中，将根据具体的实施例详细描述本发明。然而，提供以下实施例仅为了更清楚地理解本发明，而不限制本发明的范围。 0065 实施例1 0066 在表2所列条件下，通过加热-热轧-冷却-焊接满足以下表1所述组分体系的钢坯而制造钢，然后测量微结构、屈服强度、拉伸强度、伸长率、焊接热影响区域(HAZ)和却贝冲击韧性。其结果示于以下表3中。在表1中，各个组分含量的单位为重量百分比(重量)。 0067 表1 0068 0069 说明书CN 104220617 A 7/16页 9 0070 表2 0071 0072 说明书CN 。

32、104220617 A 8/16页 10 0073 说明书CN 104220617 A 10 9/16页 11 0074 表3 0075 说明书CN 104220617 A 11 10/16页 12 0076 说明书CN 104220617 A 12 11/16页 13 0077 本发明实施例A1至A9作为满足本发明所控制的组分体系和组成范围的钢显示出焊接热影响区域中碳化物面积分数可以控制至5以下，可以获得稳定的奥氏体结构，并且在超低温下可以获得优异的韧性。可以确定，由于加入合适量的碳，所以即使锰含量相对较低也能获得稳定的奥氏体，在碳含量特别大的情况下，通过加入铜抑制碳化物形。

33、成，并且由于强度和奥氏体稳定性的改善，断裂韧性也得到改善。特别地，应理解在本发明实施例 A9中通过加入约2.1的铜而有效抑制碳化物形成，并且上述效果好于没有加入铜的对比实施例7的效果。 0078 相比而言，关于对比实施例A1，由于碳含量不对应于本发明所控制的范围，所以奥氏体稳定化效果不足。因此，可以确定，韧性由于形成亚稳定的-马氏体相而较差。 0079 而且，关于对比实施例A2，由于碳含量超过本发明所控制的范围，所以形成碳化物。因此，可以确定，伸长率和韧性降低。此外，关于对比实施例A3和A4，碳含量相当于本发明所控制的范围。然而，由于锰含量不足，所以在超低温下奥氏体稳定性降低。因此，。

34、可以确定，在超低温度下的冲击测试过程中由于奥氏体的形变诱导相变而使冲击韧性较差。 0080 在对比实施例A5中，锰含量和碳含量对应于本发明所控制的范围。然而，由于加入的铜的量大于本发明所控制的范围，所以在热加工过程中材料的热加工性快速劣化而形成严重的裂缝。因此不能获得好的轧制材料。 0081 在对比实施例A6中，锰含量和碳含量不对应于本发明所控制的范围。因此，形成说明书CN 104220617 A 13 12/16页 14 铁素体，并且可以确定冲击韧性较差。 0082 在对比实施例A7中，由于锰含量不对应于本发明所控制的范围，所以在超低温下奥氏体的稳定性降低。因此，可以确定在超低。

35、温度下的冲击测试过程中由于奥氏体的形变诱导相变而使冲击韧性较差。 0083 在对比实施例A8中，锰含量和碳含量均对应于本发明所控制的范围。然而，由于加入的铬含量大于本发明所控制的范围，所以碳化物发生沉淀。因此，可以确定冲击韧性较差。 0084 关于对比实施例A9，其组分满足本发明所限制的范围，但是焊接热影响区域的冷却速率小于10/s。因此，可以理解低温韧性由于形成大量的碳化物而较差。 0085 图2示出了根据本发明实施例A3制造的钢板的显微图，其中可以确定微结构由奥氏体和面积分数为5以下的碳化物组成。图3示出了本发明相同实施例超低温冲击测试样品的断裂表面图像，其中图像示出了延性断裂。

36、的形状。因此，可以确定通过控制本发明的组分体系和组成范围可有效稳定奥氏体。 0086 因此，可以确定本发明有利的效果。 0087 实施例2 0088 满足以下表4所列组分体系的本发明实施例和对比实施例的钢坯通过连续铸造而制造。在表4中，各个组分的含量单位为重量。 0089 表4 0090 0091 说明书CN 104220617 A 14 13/16页 15 0092 由此制造的钢坯在表5的条件下加热。然后，进行热精轧，并将各个焊接热影响区域冷却。 0093 表5 0094 说明书CN 104220617 A 15 14/16页 16 0095 0096 对于如此制造的每种钢，在。

37、-196下测量焊接热影响区域的碳化物的面积分数、屈服强度、拉伸强度、伸长率和焊接热影响区域的却贝冲击值，并且其结果示于以下表6 中。为评估机械加工性，在旋转速率为130rpm并且前进速度为0.08mm/rev的条件下，在各个钢板上用直径为10mm的高速钢钻头重复钻孔，直至钻头磨损且其使用寿命终止。然后，测量孔的数量，且其结果示于表6中。 0097 表6 0098 说明书CN 104220617 A 16 15/16页 17 0099 0100 关于本实施方案，作为碳含量、锰含量、铬含量和铜含量满足本发明所控制的组分体系和组成范围的钢，由于焊接热影响区域中的晶界碳化物的沉淀通过加入铜。

38、而有效地抑制，所以其面积分数被控制在5以下。因此，应理解，低温韧性是优异的。具体地，即使在碳含量高的情况下，由于加入铜，也能有效地抑制碳化物的形成，因此，可以获得目标微结构和物理特性。 0101 对比实施例B1至B5对应于钙含量和硫含量不满足本发明控制的组成范围的钢。应理解，其机械加工性较差。 0102 相比而言，本发明实施例B1至B5对应于硫含量和钙含量满足本发明控制的组成说明书CN 104220617 A 17 16/16页 18 范围的钢，其中应理解机械加工性与对比实施例相比是优异的。特别地，本发明实施例B2 至B4为硫含量改变的情况，并且应理解机械加工性由于硫含量提高而进一步改善。 0103 图4示出了根据硫含量的机械加工性。应理解机械加工性随硫含量的增加而提高。说明书CN 104220617 A 18 1/2页 19 图1 图2 说明书附图CN 104220617 A 19 2/2页 20 图3 图4 说明书附图CN 104220617 A 20 。

展开阅读全文