會(huì)提高，但存在基底金屬的延展性降低的缺點(diǎn)，因此，優(yōu)選 以0. 1 %以下來(lái)進(jìn)行添加。
[0035] 本發(fā)明鋼材的剩余成分為Fe，可以包含制備工序中不可避免混入的雜質(zhì)。此外，本 發(fā)明的鋼材由于具有如上所述的合金組成，從而能夠確保優(yōu)異的強(qiáng)度和低溫韌性，但為了 通過(guò)進(jìn)一步抑制碳化物的形成來(lái)進(jìn)一步提高上述效果，可以進(jìn)一步包含2%以上的Cu。
[0036] 銅（Cu) :2% 以下
[0037] 銅由于在碳化物內(nèi)的固溶度非常低，并且在奧氏體內(nèi)的擴(kuò)散慢，從而具有抑制碳 化物的效果。但是，以2%以上來(lái)進(jìn)行添加時(shí)，會(huì)帶來(lái)制備成本的上升，而且在制備時(shí)，會(huì)成 為發(fā)生龜裂的原因（熱脆性（hotshortness))，因此，優(yōu)選將其含量控制在2 %以下。
[0038] 本發(fā)明的鋼材為基底金屬的微細(xì)組織由奧氏體構(gòu)成的鋼材，其焊接熱影響區(qū)是以 90%以上的體積分?jǐn)?shù)來(lái)包含奧氏體的鋼材。在所述焊接熱影響區(qū)中，以不足90%的分率來(lái) 形成奧氏體時(shí)，會(huì)降低耐磨性和耐沖擊性。此外，所述奧氏體分率是指將碳化物作為微細(xì)組 織的一種來(lái)包含的意思。即，將碳化物不包含在微細(xì)組織含量范圍內(nèi)時(shí)，本發(fā)明的鋼材具有 奧氏體單相組織。此外，本發(fā)明的鋼材不只是單純地表示鋼材自身的材料，還包括以焊接的 狀態(tài)用于最終產(chǎn)品中的鋼材。
[0039] 此外，本發(fā)明的鋼材中，所述奧氏體晶粒的尺寸優(yōu)選為100ym以下（排除0)。通 過(guò)上述方法對(duì)奧氏體晶粒尺寸進(jìn)行微細(xì)化，從而能夠提供能夠析出碳化物的大量的場(chǎng)所， 從而能夠形成非網(wǎng)狀碳化物的分散的碳化物，由此可提高韌性。所述奧氏體晶粒尺寸越細(xì) 越有利于確保本發(fā)明的效果，因此，對(duì)下限值沒(méi)有特別地限定。
[0040] 此外，本發(fā)明提供的鋼材中，優(yōu)選將形成于焊接熱影響區(qū)的碳化物控制在10體 積％以下。所述碳化物的分率超過(guò)10體積％時(shí)，會(huì)引起因碳化物導(dǎo)致的焊接熱影響區(qū)韌性 的降低。
[0041] 如上所述的本發(fā)明提供的鋼材在_40°C下的焊接熱影響區(qū)的沙爾皮沖擊值為50J以上，屈服強(qiáng)度為450MPa以上，因此具有優(yōu)異的焊接熱影響區(qū)韌性和高強(qiáng)度。
[0042] 下面，對(duì)本發(fā)明的奧氏體類鋼材的制備方法的一個(gè)實(shí)施方式進(jìn)行說(shuō)明。
[0043] 首先，對(duì)具有上述合金組成的鋼坯在1050~1120°C下進(jìn)行再加熱。所述再加熱溫 度超過(guò)1120°C時(shí)，部分鋼材會(huì)熔融，不足1050°C時(shí)，碳化物不會(huì)發(fā)生熔解，從而會(huì)使沖擊韌 性下降。
[0044] 將進(jìn)行了如上所述再加熱的鋼坯在950°C下進(jìn)行熱間收尾軋制，從而獲得熱軋鋼 板。所述熱間收尾軋制溫度不足950°C時(shí)，會(huì)引起部分再結(jié)晶，從而會(huì)形成非均質(zhì)的晶粒。 此外，本發(fā)明的鋼材為奧氏體類鋼材，即使所述熱間收尾軋制在再加熱溫度范圍內(nèi)實(shí)施，對(duì) 作為目標(biāo)的組織或物理性質(zhì)的確保方面也不會(huì)有大的問(wèn)題。因此，對(duì)所述熱間收尾軋制溫 度的上限值沒(méi)有特別地進(jìn)行限定，最終，所述熱間收尾可以在950~1120°C的范圍內(nèi)實(shí)施。
[0045] 之后，將所述熱軋鋼板以10°C/s以上的速度冷卻至500°C以下。所述冷卻速度不 足10°C/s或超過(guò)500°C時(shí)，因碳化物的析出會(huì)降低沖擊韌性。只要所述冷卻速度在10°C/ s以上時(shí)，對(duì)本發(fā)明的目標(biāo)組織及物理性質(zhì)的確保方面不會(huì)有大的問(wèn)題，因此，對(duì)其上限值 沒(méi)有特別地進(jìn)行限定，但是因設(shè)備原因很難超過(guò)l〇〇°C/s。在500°C以下的溫度范圍內(nèi)完成 冷卻停止時(shí)，能夠容易地確保本發(fā)明的目標(biāo)組織或物理性質(zhì)，因此，對(duì)其下限值沒(méi)有特別地 進(jìn)行限定，例如，冷卻至常溫后再停止也無(wú)妨。
[0046] 下面，通過(guò)實(shí)施例對(duì)本發(fā)明進(jìn)行更詳細(xì)地說(shuō)明。但是，下述實(shí)施例僅是為了更詳細(xì) 地說(shuō)明本發(fā)明，其并不能限定本發(fā)明的權(quán)利要求保護(hù)范圍。
[0047](實(shí)施例1)
[0048] 對(duì)具有下述表1中記載的化學(xué)組成的鋼坯在1120°C下進(jìn)行再加熱后，在1100°C下 開(kāi)始實(shí)施粗軋，在950°C下實(shí)施收尾軋制后，以20°C/s的冷卻速度冷卻至常溫，從而制得熱 軋鋼板。使用圖1中所示的條件對(duì)由此制得的熱軋鋼板實(shí)施焊接模擬。圖1為利用藥芯焊 絲電弧焊（FCAW)，并以20KJ/cm的熱輸入量來(lái)對(duì)厚度為40mm的鋼材進(jìn)行焊接時(shí)的粗晶粒 (CoarseGrain，CG)熱影響（HAZ)部的熱循環(huán)進(jìn)行模擬的圖。對(duì)由此獲得的焊接熱影響區(qū) (HAZ)測(cè)定微細(xì)組織和機(jī)械物理性質(zhì)等后，將其結(jié)果顯示在表2中。
[0049]表1
[0054] 從上述表1及表2中可知，滿足本發(fā)明公開(kāi)的合金組成的發(fā)明例1至5,通過(guò)確保 焊接熱影響區(qū)的奧氏體分率為90%以上，從而能夠確保在-40°C下具有100J以上的優(yōu)異的 沖擊韌性。
[0055] 圖2為使用光學(xué)顯微鏡觀察的發(fā)明例2的照片，如圖2中所示，可以確認(rèn)發(fā)明例2 的焊接熱影響區(qū)包含有90%以上的奧氏體。
[0056] 但是，不滿足本發(fā)明公開(kāi)的合金組成的比較例1及比較例2,可知隨著在本發(fā)明公 開(kāi)的晶界上析出10%以上的碳化物，因此沒(méi)有確保適量的奧氏體分率，由此使得沖擊韌性 降低至不足50J。
[0057](實(shí)施例2)
[0058] 將具有下述表3中記載的化學(xué)組成的鋼坯在1120°C下進(jìn)行再加熱后，在1100°C下 開(kāi)始實(shí)施粗軋，在950°C下實(shí)施收尾軋制后，以20°C/s的冷卻速度冷卻至常溫，從而制得熱 軋鋼板。使用圖1中所示的條件對(duì)由此制得的熱軋鋼板實(shí)施焊接模擬。對(duì)由此獲得的焊接 熱影響區(qū)（HAZ)測(cè)定微細(xì)組織和晶粒大小、機(jī)械物理性質(zhì)等后，將其結(jié)果顯示在表4中。
[0059]表 3
[0063] 如上述表3及表4可知，滿足本發(fā)明公開(kāi)的合金組成的發(fā)明例6至10,通過(guò)確保 焊接熱影響區(qū)的奧氏體分率為90%以上，因此具有100ym以下的微細(xì)晶粒，從而能夠確保 在-40°C下具有100J以上的優(yōu)異的沖擊韌性。
[0064] 圖3為使用光學(xué)顯微鏡觀察的發(fā)明例6的照片，如圖3中所示，可以確認(rèn)發(fā)明例1 的焊接熱影響區(qū)包含有90%以上的奧氏體。
[0065]但是，不滿足本發(fā)明公開(kāi)的合金組成的比較例3及比較例4,可知它們未能確保本 發(fā)明公開(kāi)的奧氏體分率，此外，隨著奧氏體晶粒超過(guò)l〇〇ym而生長(zhǎng)，在晶界上析出10%以 上的碳化物，由此使得沖擊韌性降低至不足50J。
【主權(quán)項(xiàng)】
1. 一種焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的高強(qiáng)度奧氏體類鋼材，其特征在于，所述高強(qiáng)度鋼材 以重量％計(jì)，包含0.8~I. 5% C、15~22% Mn、5%以下Cr (0除外），余量的Fe及其它不可 避免的雜質(zhì)，并且進(jìn)一步包含下述（a)及（b)中的一種以上，并且焊接熱影響區(qū)的微細(xì)組織 以體積分?jǐn)?shù)包含90%以上的奧氏體；其中，（a)為0.1~1% Mo及0.001~0.02% B，（b) 為 0? 01 ~0? 3% Ti 及 0? 003 ~0? 1% N。2. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的高強(qiáng)度奧氏體類鋼材，其特征在 于，所述鋼材進(jìn)一步包含2%以下的Cu。3. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的高強(qiáng)度奧氏體類鋼材，其特征在 于，所述奧氏體的晶粒尺寸為100 Um以下。4. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的高強(qiáng)度奧氏體類鋼材，其特征在 于，所述焊接熱影響區(qū)為碳化物以10 %以下的體積分?jǐn)?shù)形成。5. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的高強(qiáng)度奧氏體類鋼材，其特征在 于，所述焊接熱影響區(qū)在-40°C的沙爾皮沖擊值為50J以上。6. 根據(jù)權(quán)利要求1所述的焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的高強(qiáng)度奧氏體類鋼材，其特征在 于，所述鋼材的屈服強(qiáng)度為450MPa以上。7. -種焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的高強(qiáng)度奧氏體類鋼材的制備方法，其特征在于，所述 焊接熱影響區(qū)制備方法包括以下步驟：對(duì)以重量％計(jì)，包含〇. 8~I. 5% C、15~22% Mn、 5 %以下Cr (0除外），余量的Fe及其它不可避免的雜質(zhì)，并且進(jìn)一步包含下述（a)及（b)中 的一種以上的鋼坯在1050~1120°C下進(jìn)行再加熱；對(duì)上述進(jìn)行了再加熱的鋼坯在950°C以 上進(jìn)行熱間收尾軋制，從而獲得熱軋鋼材；以及，以l〇°C /s以上的速度將所述熱軋鋼材冷 卻至 500°C 以下；其中，（a)為 0? 1 ~1% Mo 及 0? 001 ~0? 02% B，（b)為 0? 01 ~0? 3% Ti 及 0? 003 ~0? 1% N。
【專利摘要】本發(fā)明涉及一種焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的高強(qiáng)度奧氏體類鋼材及其制備方法。本發(fā)明的一實(shí)施方式提供一種以重量％計(jì)，包含0.8-1.5％C、15～22％Mn、5％以下Cr(0除外)，余量的Fe及其它不可避免的雜質(zhì)，并且進(jìn)一步包含下述(a)及(b)中的一種以上，并且焊接熱影響區(qū)的微細(xì)組織以體積分?jǐn)?shù)包含90％以上的奧氏體的焊接熱影響區(qū)韌性優(yōu)異的高強(qiáng)度奧氏體類鋼材及其制備方法。其中，(a)為0.1～1％Mo及0.001～0.02％B，(b)為0.01～0.3％Ti及0.003～0.1％N。
【IPC分類】C22C38/00, C22C38/38, C22C38/04, C21D8/00
【公開(kāi)號(hào)】CN104884661
【申請(qǐng)?zhí)枴緾N201380068614
【發(fā)明人】李學(xué)哲, 徐仁植, 李淳基, 樸仁圭, 金龍進(jìn), 李弘周
【申請(qǐng)人】Posco公司
【公開(kāi)日】2015年9月2日
【申請(qǐng)日】2013年12月24日
【公告號(hào)】CA2896534A1, EP2940173A1, US20150354037, WO2014104706A1