一种低屈强比的海洋工程用钢及其制备方法

摘要

本发明涉及一种低屈强比的海洋工程用钢及其制备方法，属于海洋工程用钢技术领域，解决了现有海洋工程用钢的屈强比较高、低温韧性较低、服役安全性较低的问题。海洋工程用钢中各组分按质量百分比计：C：0.045％～0.05％，Ni：3.0％～3.2％，Cu：1.4％～1.5％，Mo：0.20％～0.50％，Cr：0.62％～1.50％，Mn：0.82％～0.90％，Si：0.05％～0.15％，Nb：0.010％～0.030％，Ti：0.008％～0.018％，Al：0.02％～0.04％，P≤0.007％，S≤0.002％，余量为Fe及不可避免的杂质。海洋工程用钢的制备方法采用两次淬火+三次回火的热处理工艺。本发明能够降低海洋工程用钢的屈强比，改善钢的低温韧性。

权利要求

1.一种低屈强比的海洋工程用钢的制备方法，其特征在于，所述制备方法采用两次淬火+三次回火的热处理工艺；包括如下步骤：步骤1、转炉冶炼；

步骤2、连铸成钢坯；

步骤3、将钢坯分阶段轧制；轧制后进行水冷；

步骤4、第一次淬火；

步骤5、第二次淬火；

步骤6、第一次回火；包括：将钢板在室温装入热处理炉中，以速度V1将热处理炉升至温度T3，保温t1时间，然后出炉空冷至室温；V1为8～12℃/min；

步骤7、第二次回火；包括：将钢板在室温装入热处理炉中，以速度V2将热处理炉升至温度T4，保温t2时间，然后出炉空冷至室温；V2为8～12℃/min；

步骤8、第三次回火；包括：将钢板在室温装入热处理炉中，以速度V3将热处理炉升至温度T5，保温t3时间，然后出炉空冷至室温；V3为8～12℃/min；

所述T5>T4>T3；所述T3控制在Ac1以下10～50℃，t1＝d1*h，式中，d1为2.0～2.5min/mm，h为板厚；所述T4与T3的温度差为5～10℃；t2＝d2*h，d2为2.5～3.0min/mm；所述T5与T4的温度差为5～10℃，t3＝t2；

所述海洋工程用钢中各组分按质量百分比计：C：0.045％～0.05％，Ni：3.0％～3.2％，Cu：1.4％～1.5％，Mo：0.20％～0.50％，Cr：0.62％～1.50％，Mn：0.82％～0.90％，Si：

0.05％～0.15％，Nb：0.010％～0.030％，Ti：0.008％～0.018％，Al：0.02％～0.04％，P≤

0.007％，S≤0.002％，余量为Fe及不可避免的杂质；所述海洋工程用钢的微观组织主要为回火马氏体和逆转变奥氏体。

2.根据权利要求1所述的海洋工程用钢的制备方法，其特征在于，所述步骤3中，钢坯分阶段轧制前加热到1100～1150℃，保温2～3h进行匀质化处理。

3.根据权利要求1所述的海洋工程用钢的制备方法，其特征在于，所述步骤3中，所述分阶段轧制包括粗轧和精轧；其中，粗轧开轧温度大于精轧开轧温度。

4.根据权利要求1所述的海洋工程用钢的制备方法，其特征在于，所述步骤4中，第一次淬火包括：将轧制后的钢板加热到奥氏体化温度T1，保温60～120min，随后水淬。

5.根据权利要求1所述的海洋工程用钢的制备方法，其特征在于，所述步骤5中，第二次淬火包括：将第一次淬火后的钢板再次加热到两相区温度T2，保温60～120min，随后水淬。

6.一种低屈强比的海洋工程用钢，其特征在于，所述的低屈强比的海洋工程用钢采用权利要求1-5任一项所述的制备方法制备，所述海洋工程用钢中各组分按质量百分比计：C：

0.045％～0.05％，Ni：3.0％～3.2％，Cu：1.4％～1.5％，Mo：0.20％～0.50％，Cr：0.62％～

1.50％，Mn：0.82％～0.90％，Si：0.05％～0.15％，Nb：0.010％～0.030％，Ti：0.008％～

0.018％，Al：0.02％～0.04％，P≤0.007％，S≤0.002％，余量为Fe及不可避免的杂质。

说明书

一种低屈强比的海洋工程用钢及其制备方法

技术领域

[0001] 本发明涉及海洋工程用钢技术领域，尤其涉及一种低屈强比的海洋工程用钢及其制备方法。

背景技术

[0002] 船舶及海洋工程装备的服役条件非常严苛，必须充分考虑风暴、海浪、潮流、冰川等各种恶劣海况条件的影响。近年来随着海洋工程装备的大型化发展，对海洋工程结构的安全性及所用钢板的性能也提出了越来越高的要求，其中高强度化是大型海工装备用钢的重要趋势，然而对于传统的低合金钢，随着强度的提高，由于组织的单一性，其屈强比往往较高，甚至超过0.95；为了提高装备的安全性，要求最大限度控制钢的屈强比，较低的屈强比意味着钢板在受到外力时有较大的承受能力，可以不发生结构变形或开裂，从而提高装备的安全性。但对于高强度钢的设计来说，通常在钢中添加较多的合金元素或通过第二相析出来获得较高的强度，要想获得较低的屈强比难度很大。增加钢中的软相组织(如残余奥氏体、逆转变奥氏体等)不仅有利于降低钢的屈强比，还可以显著提高钢的低温韧性，其中残余奥氏体通常是在淬火过程中形成，其含量与钢的合金成分有直接关联；逆转变奥氏体通常在高温回火或时效过程中形成，与热处理工艺有较大的关系，传统上采用临界区淬火+回火、提高回火温度等方法来促进钢中逆转变奥氏体的形成，但会带来强度损失较大的问题，导致最佳性能工艺窗口窄，因此在确保强度损失较小的情况下，设计一种显著增加逆转奥氏体含量的方法具有十分重要的意义。

发明内容

[0003] 鉴于上述的分析，本发明旨在提供一种低屈强比的海洋工程用钢及其制备方法，至少能够解决以下技术问题之一：(1)现有海洋工程用钢的屈强比较高；(2)低温韧性较低，服役安全性较低。

[0004] 本发明的目的主要是通过以下技术方案实现的：

[0005] 一方面，本发明公开了一种低屈强比的海洋工程用钢，海洋工程用钢中各组分按质量百分比计：C：0.045％～0.05％，Ni：3.0％～3.2％，Cu：1.4％～1.5％，Mo：0.20％～0.50％，Cr：0.62％～1.50％，Mn：0.82％～0.90％，Si：0.05％～0.15％，Nb：0.010％～
0.030％，Ti：0.008％～0.018％，Al：0.02％～0.04％，P≤0.007％，S≤0.002％，余量为Fe及不可避免的杂质。

[0006] 在一种可能的设计中，海洋工程用钢的微观组织主要为回火马氏体和逆转变奥氏体。

[0007] 另一方面，本发明公开了一种低屈强比的海洋工程用钢的制备方法，制备方法采用两次淬火+三次回火的热处理工艺。

[0008] 在一种可能的设计中，制备方法包括如下步骤：

[0009] 步骤1、转炉冶炼；

[0010] 步骤2、连铸成钢坯；

[0011] 步骤3、将钢坯分阶段轧制；轧制后进行水冷；

[0012] 步骤4、第一次淬火；

[0013] 步骤5、第二次淬火；

[0014] 步骤6、第一次回火；

[0015] 步骤7、第二次回火；

[0016] 步骤8、第三次回火。

[0017] 在一种可能的设计中，步骤3中，钢坯分阶段轧制前加热到1100～1150℃，保温2～3h进行匀质化处理。

[0018] 在一种可能的设计中，步骤3中，所述分阶段轧制包括粗轧和精轧；其中，粗轧开轧温度大于精轧开轧温度。

[0019] 在一种可能的设计中，步骤4中，第一次淬火包括：将轧制后的钢板加热到奥氏体化温度T1，保温60～120min，随后水淬。

[0020] 在一种可能的设计中，步骤5中，第二次淬火包括：将第一次淬火后的钢板再次加热到两相区温度T2，保温60～120min，随后水淬。

[0021] 在一种可能的设计中，步骤6中，第一次回火包括：将钢板在室温装入热处理炉中，以速度V1将热处理炉升至温度T3，保温t1时间，然后出炉空冷至室温；

[0022] 步骤7中，第二次回火包括：将钢板在室温装入热处理炉中，以速度V2将热处理炉升至温度T4，保温t2时间，然后出炉空冷至室温；

[0023] 步骤8中，第三次回火包括：将钢板在室温装入热处理炉中，以速度V3将热处理炉升至温度T5，保温t3时间，然后出炉空冷至室温。

[0024] 在一种可能的设计中，T5>T4>T3。

[0025] 在一种可能的设计中，t1

[0026] 与现有技术相比，本发明至少可实现如下有益效果之一：

[0027] (1)本发明提供的低屈强比的海洋工程用钢通过对C、Si、Cr、Ni、Cu等元素的优化设计，并结合两次淬火+三次回火的热处理工艺，在保证钢的强度不大幅度降低的前提下，有效降低钢的屈强比到0.9以下，能够大幅度改善钢的低温韧性，例如-80℃的低温冲击功≥260J，进而提高大型海工装备在实际服役工况下的安全性。

[0028] (2)本发明通过精确控制各工艺参数，例如控制第三次回火温度大于第二次回火温度大于第一次回火温度，保证逆转变奥氏体的主要形成在第一次回火阶段，通过第二次回火(通过延长时间和提高温度可进一步促进逆转变奥氏体形核)促进逆转变奥氏体在新的元素富集区域重新形核，通过第三次回火进一步促进形核，增加逆转变奥氏体的体积分数，保证逆转变奥氏体的体积分数在6％以上，进而有效降低钢的屈强比到0.9以下，大幅度改善钢的低温韧性。

[0029] 本发明中，上述各技术方案之间还可以相互组合，以实现更多的优选组合方案。本发明的其他特征和优点将在随后的说明书中阐述，并且，部分优点可从说明书中变得显而易见，或者通过实施本发明而了解。本发明的目的和其他优点可通过说明书实施例以及附图中所特别指出的内容中来实现和获得。

附图说明

[0030] 附图仅用于示出具体实施例的目的，而并不认为是对本发明的限制，在整个附图中，相同的参考符号表示相同的部件。

[0031] 图1为本发明的两次淬火+三次回火的工艺示意图；

[0032] 图2为本发明的实施例中1#样品的微观组织图。

具体实施方式

[0033] 下面结合附图来具体描述本发明的优选实施例，其中，附图构成本申请一部分，并与本发明的实施例一起用于阐释本发明的原理，并非用于限定本发明的范围。

[0034] 本申请提供了一种低屈强比的海洋工程用钢，海洋工程用钢中各组分按质量百分比计：C：0.045％～0.05％，Ni：3.0％～3.2％，Cu：1.4％～1.5％，Mo：0.20％～0.50％，Cr：0.62％～1.50％，Mn：0.82％～0.90％，Si：0.05％～0.15％，Nb：0.010％～0.030％，Ti：
0.008％～0.018％，Al：0.02％～0.04％，P≤0.007％，S≤0.002％，余量为Fe及不可避免的杂质。

[0035] 具体的，低屈强比的海洋工程用钢的微观组织主要由回火马氏体、少量逆转变奥氏体、残余奥氏体和碳化物构成，其中，回火马氏体的体积分数为80％～92％，逆转变奥氏体的体积分数为6％～20％；其中，逆转变奥氏体中Cr元素的质量百分比为20％～30％，Ni元素的质量百分比为40％～50％，逆转变奥氏体中Cr元素和Ni元素的质量百分比之和大于70％(例如77％～80％)，逆转变奥氏体中较高含量的Cr元素和Ni元素能够增加逆转变奥氏体的稳定性，保证逆转变奥氏体在室温下的稳定存在，进而有效降低钢的屈强比，大幅度改善钢的低温韧性。

[0036] 本申请中各元素的作用及配比依据如下：

[0037] C：具有显著的固溶强化效果，且能提高钢的淬透性，但钢中C含量增加对钢低温韧性及焊接性十分不利。因此本发明中采用超低碳设计，C含量控制在0.045％～0.05％。

[0038] Cu：经过固溶后，在回火时效过程中以纳米析出形式产生显著的沉淀强化作用，可弥补降低C而造成的强度损失，同时Cu还能提高钢的耐海水腐蚀性能。为保证钢具有一定的强度，本发明中Cu的含量控制在1.4％～1.5％。

[0039] Ni：是本发明的关键元素，一方面，Ni可提高钢的淬透性和低温韧性，是形成逆转变奥氏体的重要元素，同时具有一定的固溶强化作用；第二，通过添加Ni可以抑制由于添加Cu带来的表面热脆现象，第三，在回火时效过程中，Ni和Cu可协同析出，并抑制富Cu相的粗化，从而增强Cu析出强化效果。本发明中Ni含量控制在3.0％～3.2％。

[0040] Mo：可显著提高钢的淬透性，还具有一定的固溶强化作用，同时Mo能够提高回火稳定性，显著降低回火脆性。本发明中Mo含量控制在0.20％～0.50％。

[0041] Cr：能够显著提高钢的淬透性，同时Cr可形成致密氧化膜可显著提高钢的耐蚀性。本发明中Cr含量控制在0.62％～1.50％。

[0042] Mn：可显著提高钢的淬透性，同时具有一定的固溶强化作用，但Mn含量过高时，钢的耐蚀性能降低，且在焊接热影响区易形成粗大的M/A岛，导致焊接热影响区的低温韧性显著下降。本发明中Mn含量控制在0.82％～0.90％。

[0043] Si：钢中脱氧元素之一，同时硅也是非碳化物形成元素，以固溶形式存在于钢基体中，具有一定的固溶强化作用，但过量的硅对钢的低温韧性不利，钢的焊接冷裂纹、热裂纹敏感性将增加，本发明Si含量控制为0.05％～0.15％。

[0044] Nb：高温均热时固溶的Nb能够提高钢的淬透性，形变诱导析出Nb能抑制形变奥氏体的再结晶，使得在非再结晶区轧制时，能获得扁平奥氏体；Nb含量过低上述作用不显著，含量过高对焊接热影响区的韧性有损害作用。本发明中Nb含量控制在0.010％～0.030％。

[0045] Ti：强碳氮化物形成元素，微量的Ti可与钢中N结合形成TiN，阻止均热时奥氏体晶粒的长大，亦可在焊接热影响区中阻止奥氏体晶粒的长大，从而改善焊接性。本发明中Ti含量控制在0.008％～0.018％。

[0046] Al：是强脱氧元素，还可与N结合形成AlN，有防止钢的时效脆性及细化晶粒的作用。本发明中Al含量控制在0.02％～0.04％。

[0047] P和S：钢中杂质元素，对钢的性能尤其是低温韧性非常不利，本发明钢中对其含量应严格控制，分别不高于0.007％和0.002％。

[0048] 本申请还提供了一种低屈强比的海洋工程用钢的制造方法，采用两次淬火+三次回火的热处理工艺。两次淬火+三次回火的工艺示意图如下图1所示。

[0049] 具体的，低屈强比的海洋工程用钢的制造方法包括如下工艺步骤：

[0050] 步骤1、转炉冶炼；

[0051] 步骤2、连铸成钢坯；

[0052] 具体的，连铸过程采用电磁搅拌工艺，钢水过热度10～20℃(此处过热度较大，易造成偏析，过热度较小，易导致钢水凝固，因此控制合适的过热度，能够保证钢水浇注过程不凝固，且能够控制偏析，保证组织的均匀性)浇铸，示例性的，钢水过热度12℃浇铸，拉坯速度0.9m/min；浇铸完的钢坯厚度为230mm。

[0053] 步骤3、将钢坯分阶段轧制；轧制后进行水冷；

[0054] 具体的，步骤3中，钢坯分阶段轧制前需要加热到1100～1150℃，保温2～3h进行匀质化处理，然后钢坯出炉后高压水除鳞，随即对钢板进行分阶段轧制(包括粗轧和精轧)；其中，粗轧3～5道次，示例性的，粗轧3道次，粗轧开轧温度大于精轧开轧温度，具体的，粗轧开轧温度不低于1000℃(例如1076～1100℃)，粗轧每道次的道次变形量为15％～25％，为了保证心部的变形渗透，控制粗轧最末两道次的变形量大于或等于20％(例如，20％～25％)；粗轧4～6道次，精轧开轧温度不高于970℃(例如936～963℃)，终轧温度700～850℃；轧制后进行水冷，水冷速度为5～15℃/s，终冷温度为500～650℃。

[0055] 具体的，轧制后的钢板的厚度为10～100mm。

[0056] 步骤4、第一次淬火；

[0057] 具体的，步骤4中，第一次淬火的工艺包括：将轧制后的钢板加热到奥氏体化温度T1(Ac3以上30～50℃)，保温时间60～120min，确保材料充分奥氏体化，随后水淬(水淬的水温低于20℃，淬火辊速小于4m/min)，获得马氏体或板条贝氏体。

[0058] 步骤5、第二次淬火；

[0059] 具体的，步骤5中，第二次淬火的工艺包括：将第一次淬火后的钢板再次加热到两相区温度T2(即Ac1温度以上，Ac3温度以下)，保温时间60～120min，随后水淬(水淬的水温低于20℃，淬火辊速小于4m/min)；其目的是细化晶粒，提高钢的韧性，淬火后的钢板的组织为二次马氏体和少量的铁素体。两相区加热时，C扩散到奥氏体内部，由于温度相对较高，所以在加热过程中C的富集程度较低，并能在奥氏体中达到平衡，而Ni等元素只能扩散到奥氏体界面附近。两相区淬火后，奥氏体转变为二次马氏体，这时二次马氏体中的C虽然比较均匀，但是Ni、Mn等合金元素富集在二次马氏体的边界附近，因此，这一区域的合金元素最为富集，造成钢中的成分起伏，并且使该区域的实际Ac1点降低。

[0060] 步骤6、第一次回火；将钢板在室温下装入热处理炉中，以速度V1将热处理炉升温至温度T3，保温t1时间，然后出炉空冷至室温。

[0061] 具体的，上述步骤6中，考虑到升温速度过大的话，钢板的表面和心部受热不均匀；速度过小会导致升温时间过长，浪费能源，因此，控制V1为8～12℃/min，优选的，V1为10℃/min。

[0062] 具体的，上述步骤6中，第一次回火将钢板在热处理炉中进行回火，将T3控制在Ac1以下10～50℃，t1为：t1＝d1*h，式中，d1为2.0～2.5min/mm，h为板厚，h的单位为mm；这是因为当合金元素富集区域的Ac1低于回火温度时，便形成了逆转变奥氏体(由于第一次回火阶段的热力学和动力学条件较为充足，因此逆转变奥氏体的主要形成是在该阶段)；这时C在相对较低的回火温度仍然能扩散，使得逆转变奥氏体中的C进一步富集，从而大大提高了奥氏体的稳定性，并保持到室温。

[0063] 步骤7、第二次回火；将钢板在室温下装入热处理炉中，以速度V2将热处理炉升温至温度T4，保温t2时间，然后出炉空冷至室温。

[0064] 具体的，上述步骤7中，考虑到升温速度过大的话，钢板的表面和心部受热不均匀；速度过小会导致升温时间过长，浪费能源，因此，控制V2为8～12℃/min，优选的，V2为10℃/min。

[0065] 具体的，上述步骤7中，T4>T3，T4与T3的温度差为5～10℃，t2为：t2＝d2*h，式中，d2>d1，示例性的，d2为2.5～3.0min/mm；h为板厚，h的单位为mm；这是由于在第一阶段回火过程中形成的逆转变奥氏体会造成其周围出现一定区域的贫Ni、贫Mn区，不利于逆转变奥氏体形成后的长大，因此通过第二次回火(通过延长时间和提高温度可进一步促进逆转变奥氏体形核)促进逆转变奥氏体在新的元素富集区域重新形核，进一步提高钢中逆转变奥氏体的体积分数。

[0066] 步骤8、第三次回火；将钢板在室温下装入热处理炉中，以速度V3将热处理炉升温至温度T5，保温t3时间，然后出炉空冷至室温。

[0067] 具体的，上述步骤8中，考虑到升温速度过大的话，钢板的表面和心部受热不均匀；速度过小会导致升温时间过长，浪费能源，因此，控制V3为8～12℃/min，优选的，V3为10℃/min。

[0068] 具体的，上述步骤8中，T5>T4，T5与T4的温度差为5～10℃，t3＝t2，通过第三次回火能够进一步促进形核，增加逆转变奥氏体的体积分数。

[0069] 实施例1

[0070] 本发明实施例采用同一炉的海洋工程用钢板，钢板的化学成分如下表1所示。

[0071] 本发明实施例的钢板按照如下步骤生产：

[0072] 1)采用转炉冶炼、并连铸成钢坯、连铸过程采用电磁搅拌工艺，钢水过热度12℃浇铸，拉坯速度0.9m/min；

[0073] 2)将钢坯加热到1100～1150℃，保温2～3h进行匀质化处理；

[0074] 3)钢坯出炉后高压水除鳞，随即对钢板进行分阶段轧制；轧制后的钢板分4种厚度20mm、32mm、35mm和50mm，分别标为1-4#样品；轧制后进行水冷，水冷速度为5～15℃/s，终冷温度为500～650℃，1-4#样品的轧制工艺如下表2所示；

[0075] 4)将1-4#样品进行两次淬火+三次回火的工艺处理，具体的工艺处理参数如下表3所示。

[0076] 本实施例的1#样品的微观组织如图2所示，1-4#样品的微观组织结果如下表4所示，1-4#样品的力学性能如下表5所示。

[0077] 对比例1

[0078] 本对比例的钢板组分与实施例1的组分相同，如下表1所示，比较例的前3个步骤与实施例1的前3个步骤相同，轧制后的钢板分4种厚度20mm、32mm、35mm和50mm，分别标为5-8#样品；淬火和回火工艺为：

[0079] 4)将钢板加热到880℃，保温100～120min充分奥氏体化，随后淬火；

[0080] 5)将淬火后的钢板进行回火，回火温度为620℃，5-8#样品的具体的工艺处理参数如下表3所示。

[0081] 本对比例的5～8#样品的微观组织如下表4所示，力学性能如下表5所示。

[0082] 表1实施例1和对比例1的钢板的化学成分(质量百分比，％)

[0083]

[0084] 表2实施例1和对比例1的钢板轧制工艺参数

[0085]

[0086] 表3实施例1(1-4#)和对比例1(5-8#)的钢板的工艺参数

[0087]

[0088] 表4实施例1(1-4#)和对比例1(5-8#)的钢板的微观组织结果

[0089]

[0090] 表5实施例1(1-4#)和对比例1(5-8#)的钢板的力学性能结果

[0091]

[0092] 通过上表4，可以看出，本发明实施例1的1-4#样品的基体微观组织主要为回火马氏体(例如，回火马氏体的体积分数为88.5％～90.5％)和逆转变奥氏体(例如，逆转变奥氏体的体积分数为6.39％～7.25％)，逆转变奥氏体中的Cr元素和Ni元素的质量百分比之和大于70％(例如77％～80％)，逆转变奥氏体中较高含量的Cr元素和Ni元素能够增加逆转变奥氏体的稳定性，保证逆转变奥氏体在室温下的稳定存在，进而有效降低钢的屈强比，大幅度改善钢的低温韧性。

[0093] 通过上表5，上述实施例1的1-4#样品，室温下，钢板的抗拉强度Rm≥820MPa(例如，821～833MPa)；钢板的屈服强度Rp0.2≥720MPa(例如，728～747MPa)；-80℃的低温冲击功≥
260J(例如，268～299J)。可见，采用本发明提供的低屈强比的海洋工程用钢，通过对C、Si、Cr、Ni、Cu等元素的优化设计，并结合两次淬火+三次回火的热处理工艺，通过精确控制各工艺参数，在保证低屈强比的海洋工程用钢的强度的同时，显著降低了钢板的屈强比至0.9以下(例如0.881～0.898)，同时钢板的-80℃低温冲击韧性得到显著提升。采用X射线衍射方法对钢中逆转变奥氏体含量进行了测试，从表5结果可以看出，本发明实施例中的逆转变奥氏体含量均在6％以上，而传统的热处理工艺下的逆转变奥氏体含量均在2％以下。逆转变奥氏体形态见附图2，其主要形成于板条界。

[0094] 以上所述，仅为本发明较佳的具体实施方式，但本发明的保护范围并不局限于此，任何熟悉本技术领域的技术人员在本发明揭露的技术范围内，可轻易想到的变化或替换，都应涵盖在本发明的保护范围之内。