具有优异的低温韧性的超高强度双相钢 【发明领域】
本发明涉及焊接时基体板与热影响区(HAZ)均具有优异低温韧性的超高强度、可焊接、低合金、双相钢板。并且，本发明涉及该钢板的生产方法。
【发明背景】
在下面的说明中定义了许多术语。为了方便起见，直接在权利要求书的前面给出了一个术语表。
经常地，需要在低温，即低于约-40℃(-40°F)的温度下贮存和运输加压的挥发性流体。例如，需要在约1035kPa(150psia)至7590kPa(1100psia)地压力范围内以及约-123℃(-190°F)至-62℃(-80°F)的温度下，贮存和运输加压的液化天然气(PLNG)的容器。也需要在低温下安全且经济地贮存和运输其它具有高蒸汽压的挥发性流体，如甲烷、乙烷及丙烷的容器。由于此类容器由焊接钢建造而成，因此，所述钢在工作条件下，其基体钢及HAZ处均须具有充分的强度来承受流体的压力，还须具有充分的韧性来防止断裂，即失效事件的发生。
韧脆转变温度(DBTT)将结构钢划分为两个断裂方式。在低于DBTT的温度下，钢的失效倾向于以低能量解理(脆性)断裂方式出现，而在高于DBTT的温度下，钢的失效倾向于以高能量的延性断裂方式发生。建造用于上述的低温应用场合以及其它的承载、低温工作场合的贮存及运输容器中所用的焊接钢的DBTT必须远低于基体钢与热影响区的工作温度，以避免发生由于低能量的解理断裂所导致的失效。
通常用于低温结构场合的含镍钢，如镍含量大于约3wt％的钢具有低的DBTT，但其抗拉强度也较低。典型地，市售的含镍量分别为3.5wt％，5.5wt％和9wt％的钢的DBTT分别约为-100℃(-150°F),-155℃(-250°F)和-175℃(-280°F)，抗拉强度最高分别为约485MPa(70Ksi)，620MPa(90Ksi)和830MPa(120Ksi)。为了实现所述强度与韧性的组合，这些钢一般需进行价格昂贵的加工处理，如双退火处理。在低温应用场合，工业上目前在使用这些工业含镍钢，原因在于它们的低温韧性好，但必须针对它们较低的抗拉强度进行设计。所述设计一般为满足承载、低温场合的要求，要求的钢的厚度过大。因此，由于这些钢的成本高以及所要求的厚度过高，所以这些含镍钢在承载、低温场合的使用一般很昂贵，因为钢的成本高并且要求的厚度大。
另一方面，几种市售的现有技术的低碳以及中碳高强度、低合金(HSLA)钢，例如，AISI4320或4330钢，均存在提供较佳抗拉强度(例如高于约830MPa(120Ksi))和低成本的潜力，但所述钢一般DBTT较高，并且，特别是在焊接热影响区(HAZ)的DBTT较高。一般地，所述钢的焊接性和低温韧性随抗拉强度的增加而下降。正是出于这一原因，一般才未考虑在低温场合使用当前市售的现有技术的HSLA。所述钢中HAZ处的DBTT高的原因一般在于在粗晶粒且经亚稳再加热的HAZ处，即被加热至约Ac1转变点与约Ac3转变点之间的温度的HAZ处，形成了由焊接热循环所致的不良显微组织(见术语表中Ac1及Ac3转变点的定义)。DBTT随HAZ处的晶粒尺寸与脆性显微组织的组元，如马氏体-奥氏体(MA)岛的增加而明显升高。例如，现有技术水平的HSLA钢，用于油及气体的输送的X100管线的HAZ处的DBTT高于约-50℃(-60°F)。能量贮存及运输领域中存在很明显的驱动力，就是开发将上述商品化的含镍钢的低温韧性性能与HSLA钢的高强度及低成本的特点相结合，同时也具有优异的焊接性和所要求的厚截面能力，即在大于约2.5cm(1英寸)的厚度时显微组织与性能(如强度和韧性)均大体均匀一致的新钢种。
在非低温场合，大部分市售的现有技术水平的低碳与中碳HSLA钢由于强度高时其韧性较低，因此，它们或者在只相当于其强度水平的几分之一的条件下设计使用，或者，被处理成较低强度，以获得满意的韧性。在工程应用场合，所述这些方法造成截面厚度的增加，并且，因此，使构件的重量增加，而且最终导致其成本比HSLA钢的高强度潜力得以充分利用时的成本高。在某些关键场合，例如高性能齿轮，使用含镍超过3wt％的钢(如AISI48XX,SAE93XX等)以保证充分的韧性。这种方法虽获得了HSLA钢的较佳强度，但却使成本明显增加。使用标准的商品化的HSLA钢时遇到的另一个问题是HAZ处的氢致开裂，特别是采用低热输入焊接时，这一问题尤为突出。
在低合金钢具有高强度和超高强度的条件下，采用低成本的方法提高其韧性，这既有显著的经济意义，又存在确定的工程需求。特别是，需要一种在商业化的低温场合使用的具有超高强度，如大于830MPa(120Ksi)的抗拉强度，以及基体板与HAZ处的低温韧性均优异，如DBTT低于约-73℃(-100°F)的价格合理的钢材。
因此，本发明的主要目的是改善现有技术的高强度，低合金钢的技术，以使其适合在低温使用的如下三个关键方面：(ⅰ)将基材钢与焊接HAZ处的DBTT降低至约-73℃(-100°F)以下，(ⅱ)获得超过830MPa(120Ksi)的抗拉强度，以及(ⅲ)提供较佳的焊接性。本发明的其它目的是获得在厚度大于约2.5cm(1英寸)时，整个厚度范围内显微组织与性能大体均匀一致的上述HSLA钢，以及采用目前成熟的处理技术进行上述工作，以使所述钢在商业化的低温场合的使用从经济上可行。
发明概述
根据本发明的上述目的，提供一种处理方法，其中，把具有所要求的化学组成的低合金钢的板坯再加热至适当温度，然后，热轧成钢板，并且在热轧终了时，采用适当流体如水进行淬火，将所述钢板快冷至适当的淬火中止温度(QST)，以产生双相显微组织，优选的是含有约10vol％-40vol％的铁素体相和约60vol％-90vol％的以细晶粒板条马氏体、细晶粒下贝氏体，或者它们的混合物为主的第二相的显微组织。如在描述本发明中所使用的那样，淬火指的是采用任何方式进行的加速冷却，在所述方式中，选用的是具有增加钢的冷却速度倾向的流体，与将所述钢空冷至室温相反。在本发明的一个实施方案中，所述钢板在淬火停止后被空冷至室温。
另外，根据本发明的上述目的，根据本发明处理的钢特别适合于许多低温应用场合，这是因为所述钢，优选指的是厚度等于或大于约2.5cm(1英寸)的钢板，具有下述特性：(ⅰ)基体钢及焊接HAZ处的DBTT低于约-73℃(-100°F),(ⅱ)抗拉强度大于830MPa(120Ksi)，优选大于约860MPa(125Ksi)，并且更优选大于约900MPa(130Ksi),(ⅲ)优异的焊接性，(ⅳ)整个厚度范围内基本均匀一致的显微组织和性能，以及(ⅴ)优于标准的、市售HSLA钢的改善的韧性。所述钢的抗拉强度可以大于约930MPa(135Ksi)，或高于约965MPa(140Ksi)，或高于约1000MPa(145Ksi)。
附图描述
参照附图及下面的详细描述，将能更好地了解本发明的优点，所述附图中：
图1是本发明的钢的双相复合显微组织中的断裂路径的示意图。
图2A是根据本发明在进行再加热之后钢坯中的奥氏体晶粒尺寸的示意图；
图2B是根据本发明，经在奥氏体发生再结晶的温度下热轧后，但尚未进行奥氏体不发生再结晶的温度下的热轧时钢坯中的原奥氏体晶粒尺寸(见术语表)的示意图；
图2C是根据本发明完成TMCP处理后钢板中的在整个厚度方向上具有非常细小的等效晶粒尺寸的奥氏体中的拉长、扁平的晶粒组织的示意图。
虽然结合其优选的实施方案对本发明进行了介绍，但应该了解的是本发明并非仅限于此。相反，本发明将涵盖所有的包括在本发明的精神和范围内的各种替代方案，修正方案以及等效方案，如附后的权利要求书所限定的那样。
发明详述
本发明涉及通过产生超细晶粒的双相结构来开发满足上述要求的新型HSLA钢。这样的双相复合显微组织优选的是由一种铁素体软相和一个强度高的第二相组成，所述第二相以细晶粒板条马氏体、细晶粒下贝氏体、或者他们的混合物为主。本发明的基础在于通过钢的化学组成与处理方法的全新组合，来产生本征韧化及显微组织韧化，从而降低DBTT并在高抗拉强度的条件下提高韧性。本征韧化通过钢中的重要合金元素的合理平衡获得，这在本说明书中有详细介绍。显微组织韧化则通过获得非常细小的等效晶粒尺寸以及产生非常细分散的增强相，同时减小软相铁素体的等效晶粒尺寸(“平均滑移距离”)。优化了所述第二相的分散，最大程度地增大断裂路径的弯曲，从而增大显微复合组织钢中的裂纹扩展阻力。
根据上述介绍，提供一种生产具有含10vol％-40vol％的基本上(“实质上”)100vol％为铁素体的第一相和约60vol％-90vol％的以细晶粒板条马氏体、细晶粒的下贝氏体、或者它们的混合物为主的第二相的显微组织的超高强度双相钢板的方法，其中，所述方法包括下述步骤：(a)将钢坯加热至充分高的再加热温度，以使(ⅰ)所述钢坯基本均匀化，(ⅱ)钢坯中所有的铌与钒的碳化物及碳氮化物基本溶解，以及(ⅲ)在所述钢坯中形成细小的初始奥氏体晶粒；(b)在奥氏体可发生再结晶的第一个温度范围，采用一个或多个热轧道次将所述钢坯轧制成钢板；(c)在低于约Tnr温度但高于约Ar3转变点的第二个温度范围，采用一个或多个热轧道次进一步轧制所述钢板；(d)在低于约Ar3转变点但高于约Ar1转变点的第三个温度范围(即亚稳温度范围)，采用一个或多个热轧道次进一步轧制所述钢板；(e)以约10～40℃/秒(18～72°F/秒)的冷却速度将所述钢板淬火至淬火中止温度(QST)，所述淬火终止温度优选的是低于约Ms转变点与200℃(360°F)之和；(f)停止所述的淬火。在本发明的另一个实施方案中，所述QST优选的是低于约Ms转变点与100℃(180°F)之和，更优选的是低于约350℃(662°F)。在本发明的一个实施方案中，在步骤(f)之后可以把所述的钢板空冷到室温。所述的过程促进了钢板的显微组织转变为含有10vol％-40vol％的铁素体的第一相和约60vol％-90vol％的以细晶粒板条马氏体、细晶粒的下贝氏体、或者它们的混合物为主的第二相的显微组织。(见术语表中关于Tnr温度，Ar3和Ar1转变点的定义)
为了确保室温及低温韧性，根据本发明的钢的第二相的显微组织主要含有细晶粒的下贝氏体，细晶粒的板条马氏体，或者它们的混合物。优选将第二相中的脆性组成物如上贝氏体，孪晶马氏体以及MA的形成基本降至最小程度。在描述本发明时，以及在权利要求书中所用的“为主”意思是至少约50vol％。第二相显微组织中的其余部分可能包括另外的细晶粒下贝氏体、另外的细晶粒板条马氏体或铁素体。更优选地，所述第二相的显微组织包含至少约60～80％(体积)的细晶粒下贝氏体，细晶粒的板条马氏体，或者它们的混合物。甚至更优选地，所述第二相的显微组织包含至少约90％(体积)的细晶粒的下贝氏体，细晶粒的板条马氏体，或者它们的混合物。
根据本发明处理的钢坯采用常规方式生产，而且，在一个实施方案中，所述钢坯含有铁及下述合金元素，所述合金元素的重量范围优选如下面的表Ⅰ所示：
表Ⅰ合金元素 范围(wt％)碳(C) 0.04-0.12，更优选0.04-0.07锰(Mn) 0.5-2.5，更优选1.0-1.8镍(Ni) 1.0-3.0，更优选1.5-2.5铌(Nb) 0.02-0.1，更优选0.02-0.05钛(Ti) 0.008-0.03，更优选0.01-0.02铝(Al) 0.001-0.05，更优选0.005-0.03氮(N) 0.002-0.005，更优选0.002-0.003
铬(Cr)有时添加在所述钢中，添加量优选最高约1.0wt％，并且更优选为约0.2-0.6wt％。
钼(Mo)有时添加在所述钢中，添加量优选最高约0.8wt％，并且更优选为约0.1-0.3wt％。
硅(Si)有时添加在所述钢中，添加量优选最高约0.5wt％，更优选为约0.01-0.5wt％，并且甚至更优选为约0.05-0.1wt％。
铜(Cu)有时添加在所述钢中，添加量优选的是在约0.1wt％-1.0wt％的范围内，更优选在约0.2wt％-0.4wt％范围内。
硼(B)有时添加在所述钢中，添加量优选最高为约0.0020wt％，并且更优选为约0.0006-0.0010wt％。
所述钢优选含有至少约1wt％的镍。如需要提高焊接后的性能，所述钢中的镍含量可增至约3wt％以上。镍含量每增加1wt％，可望使钢的DBTT降低约10℃(18°F)。镍含量优选小于9wt％，更优选小于约6wt％。为了最大限度降低钢的成本，镍含量优选的是降至最低。如果镍含量增至约3wt％以上，锰含量可降至约0.5wt％以下，甚至为0.0wt％。
此外，钢中的残留物质优选基本降至最少。磷(P)含量优选低于约0.01wt％。硫(S)含量优选低于约0.004wt％。氧(O)含量优选低于约0.002wt％。
钢坯的处理
(1)DBTT的降低
获得低的DBTT，如低于约73℃(-100°F)的DBTT是发展用于低温场合的新型HSLA钢的关键所在。这一技术问题在于在保持/增加目前HSLA技术的强度的同时，降低DBTT，特别是HAZ处的DBTT值。本发明采用合金化与加工处理工艺相结合的办法，来在某种程度上改变本征因素及显微组织因素对断裂抗力的贡献，以便生产出在基体板及HAZ处均具有优异的低温性能的低合金钢，正如下文所介绍的那样。
在本发明中，利用显微组织韧化来降低基材钢的DBTT。所述显微组织韧化的一个重要组分部分在于通过可控热-机械轧制过程(TMCP)细化原奥氏体晶粒尺寸并改变晶粒的形态，并且在所述的细晶粒中产生双相分散，其目的均在于增加钢板中单位体积中的大角界面的界面面积。正如本领域的技术人员所熟悉的那样，此处所使用的“晶粒”指的是多晶体材料中的单个晶体，此处所使用的“晶界”指的是由一个晶体取向向另一个晶体取向过渡，从而将一个晶粒同另一个晶粒分开所对应的金属中的细窄区域。此处所使用的“大角度晶界”是将两个相邻的晶体取向相差超过约8°的晶粒分开的晶界。另外，此处所使用的“大角度边界或界面”是一种起大角度晶界的等效作用的边界或界面，即，趋于使扩展裂纹或裂缝改变方向并且，因此，使断裂路径弯曲的边界。
TMCP对单位体积的大角边界的总界面面积的贡献，Sv由下述方程确定：Sv=1d(1+R+1R)+0.63(r-30)]]>
式中：
d是在进行奥氏体不能再结晶的温度下的轧制前，热轧钢板中的平均奥氏体晶粒尺寸(原奥氏体晶粒尺寸)；
R是压下量(钢坯的初始厚度/钢板的最终厚度)；以及
r是在奥氏体不能发生再结晶的温度下热轧所产生的所述钢厚度方向上的压下量百分数。
本领域公知的是，当钢的Sv增加时，其DBTT降低，原因在于在大角度边界处，裂纹发生偏转，以及附带断裂路径变得弯曲。在TMCP的工业实践中，R值对于给定板厚是固定不变的，而且，r值的上限典型为75。给出的R和r值固定不变时，Sv只能大体上通过减小d值来增大，这点由上述方程明显可知。为减小根据本发明的钢的d值，将Ti-Nb微合金化与优化的TMCP处理方法相结合。当热轧/变形期间的总压下量相同时，初始平均奥氏体晶粒尺寸较细小的钢将会获得更细小的最终平均奥氏体晶粒尺寸。因此，本发明中，采用优化的Ti-Nb的添加量以获得低的再加热工艺并同时在TMCP过程中对奥氏体晶粒长大产生所要求的抑制作用。参见图2A，采用较低的再加热温度，优选约955-1065℃(1750-1950°F)以使热变形前再加热的钢坯20′的初始平均奥氏体晶粒尺寸D′小于约120μm。根据本发明的处理方法避免了传统的TMCP中因再加热温度较高，即高于约1095℃(2000°F)所引起的奥氏体晶粒的过分长大。为促进动态再结晶诱发的晶粒细化，在奥氏体可发生再结晶的温度范围热轧期间使用超过约10％的大的每道次压下量。现在参照图2B，根据本发明的处理方法使在奥氏体可发生再结晶的温度下热轧(变形)后，但在进行奥氏体不能发生再结晶的温度下的热轧之前的钢坯20″中的平均原奥氏体晶粒尺寸D″(即，d)小于约30μm，优选小于约20μm，并且甚至更优选小于约10μm。另外，为了在整个厚度方向上减小等效晶粒尺寸，在低于约Tnr温度但高于约Ar3转变点的温度下实施大压下量，累计量优选超过约70％的轧制。现在参照图2C，根据本发明的TMCP法导致终轧后的钢板20中的奥氏体形成拉长、扁平的晶粒结构，所述终轧后的钢板10在整个厚度方向上的等效晶粒尺寸D非常细小，例如，其等效晶粒尺寸D小于约10μm，优选小于约8μm，并且甚至更优选小于约5μm，从而增加钢板20中单位体积大角度边界如21的界面面积，正如本领域的技术人员所了解的那样。
在亚稳温度范围内的终轧还诱导在亚稳暴露(处理)过程中由于奥氏体分解形成的铁素体的“扁平化”，这又导致其等效晶粒尺寸(平均滑移距离)在整个厚度方向上的减小。在亚稳暴露(处理)过程中由于奥氏体分解形成的铁素体也具有大量的变形亚结构，包括高的位错密度(例如每平方厘米约108或更多的位错)，从而增大其强度。本发明的钢被设计使得由于细化的铁素体同时提高了强度和韧性。
更具体一些而言，根据本发明的钢的制备过程为：形成具有所要求的此处所述组成的钢坯；加热所述钢坯至约955-1065℃(1750-1950°F)的温度；在奥氏体可发生再结晶的第一个温度，即高于约Tnr的温度范围内，采用一个或多个道次将所述钢坯热轧成钢板，其中压下量为约30-70％，并且，在低于约Tnr温度但高于约Ar3转变点的第二个温度范围内，采用一个或多个道次，对所述钢板进行压下量为约40-80％的进一步热轧，在低于约Ar3温度但高于约Ar1转变点的亚稳温度范围内，采用一个或多个道次，对所述钢板进行压下量为约15-50％的终轧。然后，以约10-40℃/秒(18-72°F/秒)的冷却速度将所述热轧后的钢板淬火至一个适当的淬火终止温度(QST)，所述的淬火终止温度优选低于Ms转变点与200℃(360°F)之和，此时淬火终止。在本发明的另一个实施方案中，所述QST优选的是低于约Ms温度与100℃(180°F)之和，更优选的是低于350℃(662°F)。在本发明的另一个实施方案中，所述钢板在淬火终止后可以空冷到室温。
正如本领域的技术人员所了解的那样，此处使用的厚度方向的“压下量百分比”指的是进行所述轧制之前的钢坯或钢板的厚度方向上的压下量百分比。仅仅出于说明之目的，并未由此对本发明进行限制，约25.4cm(10英寸)厚的钢坯可在第一个温度范围压下约30％(30％的压下量)，使厚度为约17.8cm(7英寸)，然后，在第二个温度范围，压下约80％(80％的压下量)，从而使厚度变为约3.6cm(1.4英寸)，然后在第三个温度范围内，压下约30％(30％的压下量)，厚度变为约2.5cm(1英寸)。此处使用的“钢坯”指的是一块具有任何尺寸的钢。
对所述钢坯优选采用适当的手段，例如将所述钢坯置于炉内一段时间，进行加热，以使基本上整个钢坯，优选整个钢坯的温度升至所要求的再加热温度。本发明范围内的任何钢组成应采用的具体再加热温度可以很容易地由本领域的技术人员通过实验或者通过采用适当模型进行计算来加以确定。另外，将基本上整个钢坯，优选整个钢坯升至所要求的再加热温度所必需的炉子的温度以及再加热时间可以很容易地由本领域的技术人员参照标准工业出版物加以确定。
除了适用于大体整个钢坯的再加热温度之外，在描述本发明的处理方法中所涉及的以后各种温度是在钢表面测得的温度。钢的表面温度可以通过使用例如光学高温计或者借助任何其它的适合测量钢的表面温度的仪器来进行测定。此处涉及的冷却速度指的是板厚中心部位，或者大体上是中心处的冷却速度；淬火终止温度(QST)是淬火终止后，由于板厚中间部位的热传导，钢板表面达到的最高的，或者基本上最高的温度。例如，在具有根据本发明的组成的各试验炉次的钢的处理过程中，热电偶置于板厚的中心部位，或者基本上置于中心部位，以进行中心温度的测量，而表面温度采用光学高温计测定。中心温度与表面温度间的关系得以建立，并在接下来的具有相同，或者基本相同的组成的钢的处理过程中应用，这样，中心温度可通过直接测量表面温度来确定。另外，为实现所要求的加速冷却所要求的淬火流体的温度和流动速度可以由本领域的技术人员参照标准工业出版物加以确定。
对于本发明范围内的任何钢组成而言，确定发生再结晶的范围与不发生再结晶的范围间的界线的温度，Tnr温度，取决于钢的化学组成，特别是碳浓度与铌浓度，取决于轧制前的再加热温度，而且还取决于轧制道次中给定的压下量。本领域的技术人员可以通过实验或者通过模型计算来对本发明的具体钢的这一温度进行确定。类似地，本领域的技术人员可以通过实验或者模型计算来确定此处所述及的根据本发明的任何钢的Ar1,Ar3以及Ms转变点。
所述的TMCP工艺产生高的Sv值。此外，快速冷却过程中产生的双相显微组织通过提供大量的大角边界和边界，即铁素体相/第二相界面和马氏体/下贝氏体束晶界进一步增大界面面积，见下面的讨论。由于在亚稳温度范围内的强烈的轧制产生的大量织构在整个厚度方向上产生一种夹层或叠层结构，所述的夹层或叠层结构由软相铁素体和增强的第二相的交替叠片组成。如图1示意说明的，这种结构导致裂纹12的路径的整个厚度方向上的明显弯曲。这是因为例如在软相铁素体14中起始的裂纹12在铁素体相14和第二相16之间的大角界面18处由于这两相的解理方向和滑移面的取向不同而改变晶面，即改变方向。界面18具有优异的界面结合强度，这迫使裂纹12偏折，而不破坏界面结合。
此外，一旦裂纹12进入第二相16，如下所述，裂纹12的扩展被进一步阻碍。在第二相16中的板条马氏体/下贝氏体以束的形式出现，在束间形成大角度边界。在扁平晶粒内形成几个束。这进一步提高了结构细化的程度，导致裂纹12通过扁平晶粒的第二相16的扩展路径的进一步弯曲。净结果是在本发明的钢的双相结构中，裂纹12扩展的阻力明显增大，这是由于下列因素共同产生的：叠层织构、在相间界面处裂纹扩展面的断开以及第二相内的裂纹偏折。这导致Sv的明显增大并导致了DBTT的降低。
尽管上述的显微组织措施能降低基体钢板的DBTT，但不能充分有效地保证焊接HAZ的粗晶区的DBTT足够低。因此，本发明提供一种通过利用合金元素的本征作用来保证焊接HAZ的粗晶区处具有足够低的DBTT的方法，如下文所述。
先进的铁素体低温钢一般以体心立方(BCC)晶格为基础。尽管该晶体类型具有在低成本下获得高强度的能力，但其在温度降低时会发生由韧性向脆性断裂特征的急剧变化。这基本上可归因于BCC晶系的临界分切应力(CRSS)(本文有定义)对温度的敏感性太强，其中，CRSS随温度的降低而急剧增大，从而使剪切过程以及最终的延性断裂更困难。另一方面，脆性断裂过程如解理的临界应力对温度的敏感性较小，因此，当温度降低时，解理成为有利的断裂模式，从而导致低能量的脆性断裂发生。CRSS是钢的本征性能，其对变形时位错发生交叉滑移的难易程度敏感；这就是说，更容易发生交叉滑移的钢的CRSS低，并且因此其DBTT也低。已知一些面心立方(FCC)稳定元素如Ni可促进交叉滑移发生，而BCC稳定合金元素如Si,Al,Mo,Nb和V不利于交叉滑移发生。本发明中，优选对FCC稳定合金元素，如Ni，的含量加以优化，从成本以及降低DBTT的有利效果两方面考虑，Ni的含量优选至少约1.0wt％，而且更优选至少约1.5wt％；钢中的BCC稳定化的合金元素含量应基本上降至最低。
通过对根据本发明的钢的化学组成与处理方法进行独一无二的组合产生本征韧化和显微组织韧化，可使所述钢在焊接后的基体板和HAZ处均具有优异的低温韧性。所述钢焊接后基体板与HAZ处的DBTT均低于约-73℃(-100°F)，而且可低于约-107℃(-160°F)。
(2)高于830MPa(120Ksi)的抗拉强度和显微组织与性能在整个厚度范围的均匀一致性
双相复合显微组织的强度由组成相的体积分数和强度决定。第二相(马氏体/下贝氏体)强度基本取决于其碳含量。在本发明中，作了周密的努力以获得理想的强度，基本上是控制第二相的体积分数使得在较低含碳量下获得所述强度，同时还具有焊接性能较佳以及基体钢和HAZ处的韧性优异等附加优点。为获得高于830MPa(120Ksi)的抗拉强度，第二相的体积分数优选在约60vol％-90vol％。这可以通过选择合适的亚稳轧制的终轧温度来达到目的。为了获得至少约1000Mpa(145ksi)的抗拉强度，合金整体上C的最低含量优选为约0.04wt％。
尽管除C以外，根据本发明的钢中的各种合金元素对所能获得的钢的最大强度的影响基本上是微不足道的，但所述这些元素能够在板厚大于约2.5cm(1英寸)以及为满足处理过程的灵活性所采用的不同冷却速度的条件下提供所需强度和使显微组织在整个厚度范围具有所要求的均匀性。这一点很重要，因为厚板中间部位处的实际冷却速度比表面处低。因此，表面与中心处的显微组织可能会有很大差异，除非对钢进行设计，将其对板的表面与中心处冷却速度差异的敏感性加以消除。在这方面，Mn与Mo合金元素的添加，尤其是Mo和B的联合添加特别有效。本发明中，从淬透性，焊接性，低的DBTT以及成本上考虑来对所述这些添加元素进行优化。正如在本说明书前面所介绍的那样，从降低DBTT的角度考虑，必须使总的BCC合金元素添加量保持在最低水平。设定优选的化学组成目标与范围的目的是满足本发明的这些以及其它要求。
(3)优异的低热输入焊接的焊接性
对本发明的钢进行设计，使其具备优异的焊接性能。最重要的问题，尤其是与低热输入焊接有关的问题是粗晶粒的HAZ处的冷裂或氢致开裂。已发现，对于本发明的钢而言，冷裂的敏感性主要受碳含量和HAZ显微组织类型的影响，而与本领域中一直被认为是重要参量的硬度及碳当量无关。为了避免在未预热或预热温度低(低于约100℃(212°F))的焊接条件下焊接所述钢时发生冷裂，碳添加量的优选上限为约0.1wt％。正如此处使用的，但并不在任何方面限制本发明，“低热输入焊接”指的是电弧能最高为约每毫米2.5千焦耳(KJ/mm)(7.6KJ/英寸)时的焊接。
下贝氏体或自回火的板条马氏体显微组织具有较佳的冷裂抗力。根据淬透性及强度要求，仔细平衡本发明的钢中的其它合金元素并与淬透性和强度要求相匹配，以确保在粗晶粒的HAZ处形成这些符合要求的显微组织。
钢坯中合金元素的作用
下面给出本发明中各种合金元素的作用以及它们各自浓度的优选范围：
碳(C)是钢中最有效的强化元素之一。它也与钢中的强碳化物形成元素如Ti,Nb,V相结合，起抑制晶粒生长和析出强化作用。碳也能提高淬透性，即，钢在冷却期间形成更硬、强度更高的显微组织的能力。如果碳含量低于约0.04wt％，将不足以在钢中产生所要求的强化，即获得高于830MPa(120Ksi)的抗拉强度。如果碳含量高于约0.12wt％，所述钢一般很容易在焊接期间发生冷裂，并且，钢板和在焊接时的HAZ处的韧性会降低。优选碳含量为约0.04-0.12wt％，以获得所要求的HAZ的显微组织，即自回火的板条马氏体和下贝氏体。甚至更优选地，碳含量的上限为约0.07wt％。
锰(Mn)是钢中的基体强化元素，而且也对淬透性有强烈影响，优选Mn的最低含量为0.5wt％，以便当板厚超过约2.5cm(1英寸)时仍可获得所要求的高强度，并且，甚至更优选Mn的最低含量至少约1.0wt％。然而，Mn含量过高对韧性有害，因此，本发明中优选Mn的上限为约2.5wt％。为了将倾向于在高Mn及连铸钢中出现的轴线偏析以及附带的显微组织与性能在整个厚度范围的不均匀性基本降至最低，也优选这一上限。更优选地，Mn含量的上限为约1.8wt％。如果镍含量增至约3wt％以上，则不需添加锰就能获得所要求的高强度。因此，广义上讲，优选锰的最高含量为约2.5wt％。
硅(Si)可以添加在钢中用于脱氧，而且，为此目的，优选其最低含量为约0.01wt％。然而，Si是很强的BCC稳定元素，因此会使DBTT升高，而且也会对韧性有不利影响。鉴于此，当添加硅时，优选其上限为约0.5wt％。更优选地，当添加硅时，硅含量的上限为约0.1wt％，脱氧并不一定总需要硅，因为铝或钛也能够起相同的作用。
铌(Nb)的添加是促使钢的轧制显微组织发生晶粒细化，从而同时改善强度和韧性。热轧期间铌的碳化物的析出物起阻止再结晶和抑止晶粒长大的作用，由此提供一种细化奥氏体晶粒的手段。鉴于此，优选Nb含量至少为约0.02wt％。然而，Nb是很强的BCC稳定元素，并且因此会使DBTT升高。Nb含量过高对焊接性和HAZ韧性有害，因此，优选其最高含量为约0.1wt％。更优选Nb含量的上限为约0.05wt％。
钛(Ti)少量添加时，能在钢的轧后组织以及HAZ中有效形成能细化晶粒尺寸的细小的氮化钛(TiN)粒子。结果，钢的韧性得以改善。应调整Ti的添加量，以使Ti/N的重量比优选为约3.4。Ti是很强的BCC稳定元素，而且因此会使DBTT升高。过多的Ti趋于通过形成较粗大的TiN或碳化钛(TiC)粒子使钢的韧性降低。低于约0.008wt％的Ti含量一般不能使晶粒尺寸充分细化或者将钢中的N以TiN的形式束缚住，而且Ti含量高于约0.03wt％时可能会对韧性造成损害。更优选地，所述钢含有至少约0.01wt％而不超过约0.02wt％的Ti。
铝(Al)添加至本发明的钢的目的是脱氧。为此目的优选Al含量至少约0.002wt％，并且甚至更优选Al含量至少约0.01wt％。Al也能束缚在HAZ中溶解的氮。然而，Al是很强的BCC稳定元素，并且因此会使DBTT升高。如果Al含量太高，即达约0.05wt％以上，则存在形成氧化铝(Al2O3)型的夹杂物的倾向，从而可能对钢以及HAZ的韧性产生有害作用。甚至更优选地，Al含量的上限为约0.03wt％。
钼(Mo)增加直接淬火时钢的淬透性，尤其与硼和铌共同使用时，其效果更显著。然而，Mo是很强的BCC稳定元素，而且因此会使DBTT升高。过多的Mo会促使焊接时出现冷裂，并且也可能对钢以及HAZ的韧性有害，因此，在添加Mo时，优选其最高含量为约0.8wt％，而且，更优选的是在添加Mo时，所述的钢含有至少约0.1wt％而不超过0.3wt％的Mo。
铬(Cr)趋于增加直接淬火时钢的淬透性。其也改善耐腐蚀性和氢致开裂(HIC)抗力。与Mo类似，过多的Cr可能会使焊接件发生冷裂，而且也可能损害钢及其HAZ处的韧性，因此，添加Cr时，优选其最高添加量为约1.0wt％。更优选地，添加Cr时，Cr含量为约0.2-0.6wt％。
镍(Ni)是为获得所要求的DBTT，尤其是HAZ处的DBTT的在本发明的钢中添加的重要的合金元素，该元素是钢中最强烈的FCC稳定元素之一。Ni添加在钢中可促进交叉滑移发生，而且因此使DBTT降低。虽然与Mn和Mo添加元素的作用程度不同，但镍在钢中的添加也能增加淬透性，并且因此增加厚截面(即厚度大于约2.5cm(1英寸))时显微组织与性能在整个厚度范围的均匀性。为了在焊接的HAZ区获得所要求的DBTT，优选Ni的最低含量为约1.0wt％，更优选为约1.5wt％。因为Ni是一种昂贵的合金元素，因此钢中的Ni含量优选低于约3.0wt％，更优选低于约2.5wt％，还更优选低于约2.0wt％，并且甚至更优选低于约1.8wt％，以基本上最大程度地降低钢的成本。
铜(Cu)在钢中是一种FCC稳定元素，少量使用时，可以降低DBTT。Cu也有助于耐腐蚀性和HIC抗力的提高。Cu含量较高时，会由于析出ε-铜相产生程度过大的析出强化，这种析出物，如果没有得到合适地控制，可能降低韧性并且可使基体板以及HAZ处的DBTT升高。Cu含量较高也会导致在钢坯铸造及热轧期间变脆，因此，需要共同添加Ni以减轻Cu的这种不利作用。出于上述原因，在本发明的钢中添加铜时，优选Cu的上限为约1.0wt％，而且甚至更优选其上限为约0.4wt％。
硼(B)的少量添加可显著增加钢的淬透性，并且，通过抑制基体板及粗晶粒的HAZ处形成上贝氏体来促进形成由板条马氏体，下贝氏体以及铁素体构成的钢显微组织。一般地，为此目的，所需的B含量至少约0.0004wt％。当硼添加至本发明的钢中时，优选其添加量为约0.0006-0.0020wt％，而且甚至更优选其上限为约0.0010wt％。然而，如果钢中的其它合金元素能获得足够的淬透性和所要求的显微组织，则可不必添加硼。
4.在需要后焊热处理(PWHT)时优选的钢组成
PWHT通常在高温下进行，例如在高于540℃(1000°F)的温度下进行。PWHT的加热处理过程由于伴随亚结构的恢复(即加工优点的损失)和渗碳体颗粒的粗化产生的显微组织的软化可能导致在基体板以及焊接HAZ区中的强度的损失。为了克服这个缺点，优选的是通过添加少量的钒改善如上所述的基体钢的化学组成。加入钒通过在PWHT时基体钢和HAZ中形成细小的碳化钒(VC)粒子获得析出强化。设计这种强化以便基本弥补在PWHT时的强度损失。然而，要避免过量的VC强化，因为它会降低韧性并提高基体板和HAZ中的DBTT。在本发明中，由于这些原因，优选V的上限为约0.1wt％。优选V的下限为约0.02wt％。更优选在所述的钢中添加约0.03-0.05wt％的V。
本发明的钢的各种性能的这种渐趋(step-out)组合提供了一种用于某些低温场合，例如天然气的低温贮存和运输的能低成本实施的技术。所述新钢的材料成本可比用于低温场合的、一般要求很高镍含量(高达约9wt％)且其强度低得多(低于约830MPa(120Ksi))的现有技术的商品钢明显降低。采用化学组成与显微组织设计可降低DBTT，并且可使截面厚度超过2.5cm(1英寸)时机械性能在整个厚度范围均匀一致。所述新钢的镍含量优选低于约3wt％，抗拉强度高于830MPa(120Ksi)，优选高于860MPa(125Ksi)，并且更优选高于约900MPa(130Ksi)，韧脆转变温度(DBTT)低于约-73℃(-100°F)，而且其在DBTT下的韧性优异。所述这些新钢的抗拉强度可高于约930MPa(135Ksi)，或高于约965MPa(140Ksi)，或高于约1000MPa(145Ksi)。如果要求提高焊接后的性能，则所述钢的镍含量可增至约3wt％以上。每添加1wt％的镍可望使钢的DBTT降低约10℃(18°F)。镍含量优选低于9wt％，更优选低于约6wt％。镍含量优选最低以最大程度降低钢的成本。
前面已经通过一个或多个优选的实施方案对本发明进行了描述，但应该了解的是，可以进行其它的修正，而不偏离后面的权利要求书中规定的本发明的范围。
术语表
Ac1转变点：加热期间奥氏体开始形成的温度；
Ac3转变点：加热期间铁素体向奥氏体的转变终了的温度；
Al2O3：氧化铝；
Ar1转变点：冷却期间奥氏体完成转变成铁素体或者转变成为铁素体加上渗碳体的温度；
Ar3转变点：冷却期间奥氏体开始转变成铁素体的温度；
BCC：体心立方；
冷却速度：板厚中心处，或者基本上中心处的冷却速度；
CRSS(临界分切应力)：钢的本征性能，对变形时位错能否发生交叉滑移的难易程度敏感，即，交叉滑移更容易发生的钢也具有低的CRSS，而且，因此其DBTT也低；
低温：低于约-40℃(-40°F)的任何温度；
DBTT(韧脆转变温度)：在结构钢中划分为两个断裂方式；温度低于DBTT时，失效趋于以低能解理(脆性)断裂方式出现，温度高于DBTT时，失效趋于以高能量的韧性断裂方式出现；
实质上：基本上100％；
FCC：面心立方；
晶粒：多晶材料中的单个晶体；
晶界：金属中相应于从一个晶体取向过渡为另一种取向，结果将一个晶粒同另一个晶粒隔离开的细窄区；
HAZ：热影响区；
HIC：氢致开裂；
大角度边界或界面：其行为与大角度晶界等效的边界或界面，即，趋于改变扩展裂纹或裂缝方向以及结果使断裂路径变得曲折的边界或界面；
大角度晶界：将两个晶体取向相差超过约8°的相邻晶粒隔开的晶界；
HSLA：高强度，低合金；
亚临界再加热：加热(或再加热)至介于约Ac1转变点与约Ac3转变点间的温度；
亚临界温度范围：加热时为从约AC1转变点至约AC3转变点之间，而在冷却时为从约Ar3转变点至约Ar1转变点之间；
低合金钢：含有铁以及总量小于约10wt％的添加元素的钢；
低热量输入焊接：电弧能量最高约2.5KJ/mm(7.6KJ/英寸)的焊接；
MA：马氏体-奥氏体；
平均滑移距离：有效晶粒尺寸；
Ms转变点：冷却期间奥氏体向马氏体的转变开始的温度；
为主：用于描述本发明时，意思是至少约50％体积。
原奥氏体晶粒的尺寸：在进行不能发生奥氏体再结晶的温度下的轧制之前，热轧钢板中的平均奥氏体晶粒尺寸；
淬火：用于描述本发明时，指的是采用任何方式进行的加速冷却，在所述方式中，选用的是具有增加钢的冷却速度倾向的流体，与空冷相反；
淬火终止温度(QST)：淬火停止后，由于来自于板厚中间部位的热传递的缘故，钢板表面达到的最高、或者基本最高的温度；
钢坯：具有任何尺寸的钢块；
Sv：钢板中每单位体积的大角度边界的总界面面积；
抗拉强度：拉伸试验中，最大载荷与原始横截面积之比值；
TiC：碳化钛；
TiN：氮化钛；
Tnr温度：奥氏体不会发生再结晶的最高温度；
TMCP：可控的热机械轧制过程。