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CN102676930A - 具有优异韧性的超高强度钢 - Google Patents

具有优异韧性的超高强度钢 Download PDF

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CN102676930A CN2012100404788A CN201210040478A CN102676930A CN 102676930 A CN102676930 A CN 102676930A CN 2012100404788 A CN2012100404788 A CN 2012100404788A CN 201210040478 A CN201210040478 A CN 201210040478A CN 102676930 A CN102676930 A CN 102676930A
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Abstract

本发明的实施方式包括碳钢和制造方法。在一种实施方式中，公开了一种双重奥氏体化工艺，通过该工艺形成选定的钢组合物并对其进行热处理以对钢的显微结构进行精炼。在一种实施方式中，热处理可以包括在回火之前对所形成的钢组合物进行选定次数(例如2次)的奥氏体化和淬火。在另一实施方式中，热处理可以包括使所形成的钢组合物经历选定次数(例如2次)的奥氏体化、淬火和回火。通过这种方式由钢组合物的实施方式制成的钢制品(例如无缝管形杆件和管)将具有至少大约175ksi(大约1200MPa)的高屈服强度，同时保持优异的韧性。

Description

具有优异韧性的超高强度钢
相关申请
本申请涉及申请人2011年2月18日提交的系列号为No.13/031131、名称为“具有良好韧性的高强度钢”的共同待审申请，其全部内容在此引入作为参考。
技术领域
本发明总体涉及金属制品，某些实施方式涉及具有高强度同时具有优异韧性的金属管形杆件的制造方法。
背景技术
无缝钢管广泛应用在多种工业应用中。由于需要更高承载能力、存在动力应力的情形以及要求部件更轻型化，因此日益要求研发具有增高强度和韧性的钢管。
在石油工业中，带有包含炸药的钢管的射孔枪被用于将炸药运送到井的选定位置。作为射孔枪枪身的钢管承受由静水井压施加的非常高的外部挤毁载荷。另一方面，在爆炸过程中，钢管也承受非常高的动载荷。为了解决这一问题，一直致力于研发具有高强度同时保持非常好的冲击韧性的钢管。
目前，市场上最常见的钢号具有大约155ksi的最小屈服强度。因而，在某些地层中常常采用厚壁管以承受存在的高挤毁压力。然而，采用厚壁管明显减小了炸药的工作空间，从而限制了管的应用范围。
从以上描述可见，需要改进金属管形杆件的组合物，特别是用于制造具有高抗拉性能和韧性的组合性能的金属管形杆件的系统和方法。
发明内容
本发明的实施方式涉及钢管及其制造方法。在一种实施方式中，公开了一种双重奥氏体化工艺，通过该工艺形成选定的钢组合物并使其经历热处理以精炼钢显微结构。在一种实施方式中，热处理可以包括在回火前对所形成的钢组合物进行选定次数(例如2次或不多于两次)的奥氏体化和淬火。在另一实施方式中，热处理可以包括使所形成的钢组合物经历选定次数(例如2次或不多于两次)的奥氏体化、淬火和回火。这样由钢组合物的实施方式(例如无缝管形杆件和管)形成的钢制品将具有高屈服强度(例如至少大约175ksi(大约1200MPa))，同时保持良好的韧性。
在一种实施方式中，提供一种钢管。该钢管包括：
重量百分比大约0.25％-大约0.35％的碳；
重量百分比大约0.30％-大约0.70％的锰；
重量百分比大约0.10％-大约0.30％的硅；
重量百分比大约0.90％-大约1.70％的铬；
重量百分比大约0.60％-大约1.00％的钼；
重量百分比大约0.050％-大约0.150％的钒；以及
重量百分比大约0.01％-大约0.04％的铝；
其余组分包括铁和杂质；
其中钢管被加工成具有大于大约175ksi的屈服强度并且在大约室温下夏比V型缺口能量在横向上大于或等于大约50J/cm2以及在纵向上大于或等于大约65J/cm2。
在另一实施方式中，提供一种制造钢管的方法。该方法包括：
提供碳钢组合物；
由钢组合物制成管；
在第一加热操作中将形成的钢管加热到第一温度；
在第一淬火操作中以第一速率从第一温度对所形成的钢管进行淬火，使得得到淬火的钢的显微结构是按体积大于或等于大约95％的马氏体；
在第一淬火操作之后的第二加热操作中将所形成的钢管加热到小于第一温度的第二温度；
在第二淬火操作中以第二速率从第二温度对所形成的钢管进行淬火，使得得到淬火的钢的显微结构按体积大于或等于大约95％，其中所形成的钢管具有与第一淬火操作之后的晶粒尺寸相比更小的晶粒尺寸；以及
在第二淬火操作之后通过将所形成的钢管加热到小于大约550℃的第三温度来对所形成的钢管进行回火；
回火之后的钢管具有大于大约175ksi的屈服强度，并且在大约室温下夏比V型缺口能量在横向上大于或等于大约50J/cm2以及在纵向上大于或等于大约65J/cm2。
在另外的实施方式中，提供一种制造钢管的方法。该方法包括：
提供钢杆，所述钢杆包括：
重量百分比大约0.25％-大约0.35％的碳；
重量百分比大约0.30％-大约0.70％的锰；
重量百分比大约0.10％-大约0.30％的硅；
重量百分比大约0.90％-大约1.70％的铬；
重量百分比大约0.60％-大约1.00％的钼；
重量百分比大约0.050％-大约0.150％的钒；
重量百分比大约0.01％-大约0.04％的铝；
重量百分比小于或等于大约0.50％的镍；
重量百分比小于或等于大约0.040％的铌；
重量百分比小于或等于大约0.015％的钛；以及
重量百分比小于或等于大约0.05％的钙；
在热成形操作中以大约1200℃到1300℃的温度将钢杆制成管；
在第一加热操作中以大约10到30分钟的时间将所形成的钢管加热到大约900℃到950℃；
在第一淬火操作中以第一速率从第一温度对所形成的钢管进行淬火，使得得到淬火的钢的显微结构是按体积大于或等于大约95％的马氏体并且基本上没有碳化物；
在第一淬火操作之后的第二加热操作中以大约10到30分钟将所形成的钢管加热到低于第一温度的大约880℃到930℃；
在第二淬火操作中以第二速率从第二温度对所形成的钢组合物进行淬火，使得得到淬火的钢的显微结构是按体积大于或等于大约95％的马氏体并且基本上没有碳化物，其具有与第一淬火操作之后的晶粒尺寸相比更小的晶粒尺寸；以及
在第二淬火操作之后通过在大约5分钟到大约30分钟的时间里将所形成的钢管加热到大约450℃到大约550℃之间的第三温度的方式对所形成的钢管进行回火；
回火之后的钢管具有大于大约175ksi的屈服强度并且在大约室温下夏比V型缺口能量在横向上大于或等于大约50J/cm2以及在纵向上大于或等于大约65J/cm2。
附图说明
图1是制备高强度钢的方法的一个实施方式；
图2A-B是实施方式中双重奥氏体化和回火热处理之后钢组合物的显微照片；以及
图3是由本发明实施方式制成的钢的夏比(Charpy)冲击能量(CVN)与屈服强度的关系图。
具体实施方式
本发明的实施方式提供钢组合物，采用钢组合物形成的管形杆件(例如管)以及相应的制造方法。管形杆件例如可被用作在油气工业中使用的射孔枪枪身(perforating gun carrier)。然而，可以认识到，管形杆件包括由本发明的钢的实施方式制成的制造部件的一个实施例，而绝不应该理解为限制所公开的实施方式的应用。
在此采用的术语“杆件”是一个广义词，包括其普通的字面含义，还指的是大体上空的细长元件，该元件可以是直的或具有弯曲或曲线并被形成为预定形状，还指的是将所形成的管形杆件固定在其预定位置所需的任何附加成形。杆件可以是管形的，具有基本上圆形的外表面和内表面，尽管如此同样可以想到其他形状和横截面。在此采用的术语“管形”指的是任何细长的空的形状，而无需是圆形或圆柱形。
在此采用的术语“大致”、“大约”和“基本上”表示量值接近规定量值，仍然可以实现所需功能或获得所需结果。例如，术语“大致”、“大约”和“基本上”指的是量值处于规定量值的小于10％、小于5％、小于1％、小于0.1％和小于0.01％的范围内。
在此采用的术语“室温”具有本领域技术人员已知的普通含义并且可以包括处于大约16℃(60°F)到大约32℃(90°F)范围内的温度。
总的来说，本发明的实施方式包括碳钢及其制造方法。在一种实施方式中，选定的钢组合物被形成并经历热处理以精炼钢显微结构。在一种实施方式中，热处理可以包括在回火之前对所形成的钢组合物进行选定次数(例如2次或不多于2次)的奥氏体化和淬火以精炼最终显微结构的晶粒尺寸。这种精炼可以提高所形成的钢组合物的强度和韧性。重复奥氏体化和淬火操作两次在此被称为双重奥氏体化。然而，可以认识到，奥氏体化和淬火操作可以不受限制地完成任意次数，以获得所需的显微结构和机械性能。在另一实施方式中，热处理可以包括使所形成的钢组合物经历选定次数(例如2次或不多于2次)的奥氏体化、淬火和回火操作。
可以预料，由公开的钢组合物形成的部件实施方式(例如管形杆件和管)可以具有至少大约175ksi(大约1200MPa)的高屈服强度，同时保持良好的韧性。例如，在此所述的实验表明，由公开的组合物的实施方式形成的钢还可以表现出根据ASTM标准E23测定的室温下在LC(纵向)方向上大于大约65J/cm2和在CL(横向)方向上大于大约50J/cm2的夏比V型缺口能量。将在下文更详细描述的是，实现这些性能改进至少部分地归因于所形成的钢组合物的显微结构(例如晶粒尺寸、板条束尺寸和平均碳化物尺寸)因相应奥氏体化操作的温度改变而得到精炼。
例如，在一种实施方式中，出于提高钢管韧性的目的，可以采用在不同温度下重复奥氏体化和淬火操作的方式精炼所形成钢管的晶粒尺寸和板条束尺寸。例如，可以通过降低奥氏体化温度来减小管的晶粒尺寸，因为晶粒生长是可以通过降低奥氏体化温度来延迟的扩散受控过程。然而，奥氏体化温度还应该足够高以使钢组合物中的铁碳化物(渗碳体)基本上全部分解。如果奥氏体化温度不是足够高，则大的渗碳体颗粒会保留在钢的最终显微结构中，这样将削弱钢的韧性。因此，为了提高钢的韧性，奥氏体化温度优选被选定为略微大于使渗碳体分解所需的最小值。尽管高于该最小值的温度可以确保渗碳体的分解，但它们会引起过度的晶粒生长。
为此，在每种条件下提供奥氏体化优选的温度范围。该优选范围取决于初始显微结构的碳化铁的尺寸。在一种实施方式中，如果钢处于热轧制状态(例如第一奥氏体化处理的情形)，则最小温度优选足够高(例如大约900℃到大约950℃)以使在初始显微结构中出现的大的碳化物分解。如果材料处于淬火状态(例如在没有中间回火的情况下完成第二奥氏体化的情形)，则在初始显微结构中基本上没有任何渗碳体碳化物存在，使得最小奥氏体化温度优选更低(例如大约880℃到大约930℃)。
可以采用这些观测降低用于精炼钢显微结构的奥氏体化温度。如果完成中间回火，则渗碳体碳化物会在回火过程中沉淀，从而导致与基本上没有任何渗碳体碳化物的淬火状态的理想情形相比，最小奥氏体化温度提高。
然而，在工业生产过程中，完成没有中间回火的双重奥氏体化和淬火工艺是不可能或不可行的。因此，替代的是可以重复奥氏体化、淬火和回火操作。当完成回火时，需要降低回火温度以避免大的碳化物的沉淀，而这些大的碳化物的分解需要更高奥氏体化温度。为此，回火温度被限定为大约550℃或更小。
在其他实施方式中，在组合物内存在相对较大量的钒(V)(例如重量百分比在大约0.050％到0.150％之间的范围内)，在回火过程中促进了与不存在钒的情形相比更大密度的碳化钒此外还有碳化铁的形成。采用相对较低的回火温度(在大约450℃到大约550℃之间的范围内)会导致精细碳化钒的沉淀。这些精细碳化钒可以具有小于或等于大约30nm的尺寸(例如最大维度(如直径))。因上述工艺路线而导致的显微结构内精细碳化钒沉淀物密度的增大还有助于通过颗粒弥散硬化有效提高强度和韧性。
在某些实施方式中，本发明的金属组合物优选包括合金钢，其不仅包括碳(C)，而且包括锰(Mn)、硅(Si)、铬(Cr)、钼(Mo)、钒(V)和铝(Al)。另外，可以选择性包括和/或添加以下成分中的一种或多种：镍(Ni)、铌(Nb)、钛(Ti)和钙(Ca)。其余组分可以包括铁(Fe)和杂质。在某些实施方式中，杂质的浓度可以降到尽可能低的值。杂质的实施方式可以包括但不局限于硫(S)、磷(P)、铜(Cu)、氮(N)、铅(Pb)、锡(Sn)、砷(As)、锑(Sb)和铋(Bi)。钢组合物实施方式内的元素可以按表1提供，其中浓度为重量百分比形式，除非另有说明。
表1钢组合物
Figure BDA0000136926390000071
碳(C)是添加到钢组合物中以低成本提高钢的强度的元素。在一些实施方式中，如果钢组合物的碳含量小于大约0.25％，则难以获得钢中所需的强度。另一方面，在一些实施方式中，如果钢组合物具有大于大约0.35％的碳含量，则韧性会受到削弱。因此，在一种实施方式中，钢组合物的碳含量可以选定在大约0.25％到大约0.35％的范围内变化、优选在大约0.26％到大约0.29％的范围内变化。
锰(Mn)是添加到钢组合物中有效提高可淬性、强度和韧性的元素。在一些实施方式中，如果钢组合物的锰含量小于大约0.30％，则难以获得钢中所需的强度。然而，在一些实施方式中，如果锰含量超过大约0.7％，则钢内的带状结构变得明显，并且钢的韧性会下降。因此，在一种实施方式中，钢组合物的锰含量可以在大约0.30％到大约0.7％的范围内变化、优选在大约0.45％到大约0.55％的范围内变化。
硅(Si)是添加到钢组合物中可以在炼钢过程中具有脱氧效果并且还可以提高钢强度的元素。在一些实施方式中，如果硅含量超过大约0.30％，则钢的韧性和可成形性都会下降。因此，在一种实施方式中，钢组合物的硅含量可以在大约0.10％到大约0.30％的范围内变化、优选在大约0.20％到大约0.30％的范围内变化。
硫(S)是存在于钢组合物内导致钢的韧性和可加工性下降的杂质元素。因而，在一些实施方式中，钢组合物的硫含量被限定为最大为大约0.010％、优选最大为大约0.003％。
磷(P)是存在于钢组合物内导致钢的韧性下降的杂质元素。因而，在一些实施方式中，钢组合物的磷含量被限定为最大为大约0.015％、优选最大为大约0.010％。
铬(Cr)是添加到钢组合物中可以提高钢的可淬性和抗回火性的元素。因此向钢组合物中添加铬是获得高强度值所要求的。在一种实施方式中，如果钢组合物的铬含量小于大约0.90％，则难以在钢组合物内获得所需强度。在其他实施方式中，如果钢组合物的铬含量超过大约1.70％，则钢组合物的韧性会下降。因此，在某些实施方式中，钢组合物的铬含量可以在大约0.90％到大约1.70％的范围内变化、优选在大约1.30％到大约1.50％的范围内变化。
钼(Mo)是添加到钢组合物中可以有效提高钢的强度进而有助于抑制回火过程中发生软化的元素。钼添加到钢组合物中还可以降低磷与晶界的分离，从而提高了抗晶间断裂性能。在一种实施方式中，如果钼含量小于大约0.60％，则难以获得钢中的所需强度。然而，这种铁合金成本高，从而要求降低钢组合物内的最大钼含量。因此，在某些实施方式中，钢组合物内的钼含量可以在大约0.60％到大约1.00％的范围内变化，优选在大约0.65％到大约0.70％的范围内变化。
镍(Ni)是可选择地添加到钢组合物中并且可以提高钢的强度和韧性的元素。然而，镍的成本非常高，并且在某些实施方式中，钢组合物的镍含量被限定为小于或等于大约0.50％，优选小于或等于大约0.15％。
铌(Nb)是添加到钢组合物中可以在热轧制过程中精炼钢的奥氏体晶粒尺寸并随后提高强度和韧性的元素。铌还可以在回火过程中沉淀，从而通过颗粒弥散硬化提高钢强度。在一种实施方式中，钢组合物的铌含量可以在大约0到大约0.40％的范围内变化，优选在大约0到大约0.007％的范围内变化。
钒(V)是添加到钢组合物中可以被用于通过回火过程中的碳化物沉积提高钢强度的元素。在一种实施方式中，如果钢组合物的钒含量小于大约0.050％，则难以在钢中获得所需的强度。在其他实施方式中，如果钢组合物的钒含量大于大约0.150％，则会形成大量碳化钒颗粒，随之导致钢的韧性下降。因此，在某些实施方式中，钢组合物的钒含量可以在大约0.05％到大约0.15％之间的范围内变化，优选在大约0.12％到大约0.15％之间的范围内变化。
钛(Ti)是添加到钢组合物中可以被用于精炼奥氏体晶粒尺寸的元素。然而，在本发明的钢组合物的某些实施方式中不需要钛。另外，当存在的浓度高于大约0.015％时，会形成有损钢的韧性的粗氮化钛(TiN)颗粒。因此，在某些实施方式中，钢组合物的钛含量可以小于大约0.015％，优选小于大约0.007％。
铜(Cu)是在钢组合物的某些实施方式中不需要的杂质元素。然而，根据钢的制造工艺，铜的存在是不可避免的。因而，在某些实施方式中，钢组合物的铜含量可以被限定为小于或等于大约0.30％、优选小于或等于大约0.15％。
铝(Al)是添加到钢组合物中在炼钢过程中具有脱氧效果进而精炼钢的晶粒尺寸的元素。在一种实施方式中，如果钢组合物的铝含量小于大约0.10％，则钢容易受到氧化作用，从而表现出高量的夹杂物。在其他实施方式中，如果钢组合物的铝含量大于大约0.40％，则会形成有损钢韧性的粗沉淀物。因此，钢组合物的铝含量可以在大约0.010％到大约0.040％的范围内变化，优选在大约0.020％到大约0.035％的范围内变化。
氧(O)是主要以氧气形式存在于钢组合物中的杂质。在钢组合物的实施方式中，随着氧含量的增加，钢的冲击性能会受到削弱。因而，在钢组合物的某些实施方式中，需要相对较低的氧含量，该含量小于或等于大约0.0050％，优选小于或等于大约0.0015％。
钙(Ca)是可选择地添加到钢组合物中并且可以通过改变硫化物夹杂物的形状来提高韧性的元素。此后，在某些实施方式中，钢的最小钙含量可以满足最小钙含量/硫含量比＞1.5。在钢组合物的其他实施方式中，超量的钙是不必要的并且钢组合物可以包括小于或等于大约0.05％、优选小于或等于大约0.03％的钙含量。
不可避免的杂质含量包括但不局限于硫(S)、磷(P)、氮(N)、铅(Pb)、锡(Sn)、砷(As)、锑(Sb)和铋(Bi)等，它们优选保持尽可能低的含量。然而，如果这些杂质保持在选定含量以下，则由本发明钢组合物的实施方式制成的钢的机械性能(例如强度、韧性)基本上不会受到削弱。在一种实施方式中，钢组合物的氮含量可以小于大约0.010％、优选小于或等于大约0.008％。在另一实施方式中，钢组合物的铅含量可以小于或等于大约0.005％。在另一实施方式中，钢组合物锡含量可以小于或等于大约0.02％。在另外的实施方式中，钢组合物的砷含量可以小于或等于大约0.012％。在另一实施方式中，钢组合物的锑含量可以小于或等于大约0.008％。在另一实施方式中，钢组合物的铋含量可以小于或等于大约0.003％。
在一种实施方式中，可以采用上文表1中公开的钢组合物制成管形杆件。管形杆件优选可以具有范围选定在大约4mm到大约25mm内的壁厚。在一种实施方式中，金属管形杆件可以是无缝的。在备选实施方式中，金属管形杆件可以包含一个或多个缝。
在图1中示出了制成高强度金属管形杆件的方法100的一个实施方式。在操作102中，钢组合物得到成形并被浇注成金属钢坯。在操作104中，金属钢坯可以被热成形为管形杆件。在操作106或备选的操作112中，所形成的管形杆件可以经历热处理。在操作110中，可以在杆件上完成精加工操作。
方法100的操作102优选包括金属的制造和实心金属钢坯的生产，所述钢坯能够得到冲压和轧制以形成金属管形杆件。在一种实施方式中，金属可以包括钢。在另外的实施方式中，可以采用选定的钢屑和海绵铁制备用于钢组合物的原料。然而可以认识到，可以采用其他铁和/或钢源制备钢组合物。
初级炼钢可以采用电弧炉熔钢、降低磷和其他杂质并达到选定温度的方式完成。还可以完成出钢、脱氧和合金元素的添加。
炼钢过程的主要目的之一是通过去除杂质精炼铁。特别地，硫和磷对钢不利，因为它们使钢的机械性能变差。在一种实施方式中，初级炼钢之后在钢包炉中和切边台上完成次级炼钢以执行特定的精炼步骤。
在这些操作过程中，在钢内会产生非常低的硫含量，完成炼钢领域熟知的掺钙处理并可以完成夹杂物浮选。在一种实施方式中，通过在钢包炉中吹入惰性气体迫使夹杂物和杂质浮动来完成夹杂物浮选。这一工艺可以产生能够吸收杂质和夹杂物的流动熔渣。这样，可以产生具有所需组合物且夹杂物含量低的高质量钢。在产生流动熔渣之后，钢可以被铸造成沿钢轴线具有基本上均匀直径的圆实心钢坯。
由此制成的钢坯可以通过热成形过程104被制成管形杆件。在一种实施方式中，纯净钢材料的实心圆柱形钢坯可以被加热到大约1200℃到1300℃、优选大约1250℃的温度。钢坯可以进一步经过轧钢机。在某些利用Manessmann过程的优选实施方式中，钢坯可以在轧钢机内得到冲压，并且可以采用热轧制显著减小管的外径和壁厚，同时使长度明显增加。在某些实施方式中，Manessmann过程可以在大约1200℃的温度下完成。所获得的空心杆件在限动芯棒连轧管机上在大约1000℃到大约1200℃的温度范围内进一步得到热轧制。可以通过定径机执行精确定径并利用冷床将无缝管在空气中冷却到大约室温。
在非限制性实施例中，外径在大约145mm到大约390mm范围内的实心杆件可以按上述方式被热成形为外径在大约39mm到大约275mm范围内并且壁厚在大约4mm到大约25mm范围内的管。管的长度可以在大约8m到大约15m的范围内变化。
操作106(106A，106B，106C)和112(112A，112B，112C，112D)是两个热处理的实施方式，在形成的金属管形杆件上完成所述实施方式。将在下文详细描述的是，热处理操作106的实施方式包括重复奥氏体化和淬火操作，之后进行回火，这可以被称为双重奥氏体化(DA)。热处理操作112的实施方式可以包括重复奥氏体化、淬火和回火的工序，这可以被称为双重热处理(DHT)。
第一奥氏体化/淬火操作106A可以包括将如上所述形成的管形杆件加热到奥氏体范围并进行淬火。在第一奥氏体化/淬火操作106A过程中完成奥氏体化时所处的状态可以被称为A1。在第一奥氏体化/淬火操作106A过程中完成淬火时所处的状态可以被称为Q1。
在一种实施方式中，奥氏体化和淬火参数A1和Q1被选定为使得管形杆件承受第一奥氏体化/淬火操作106A之后的显微结构包括按体积至少大约95％的马氏体。显微结构的其余结构可以基本上仅包括贝氏体。在另外的实施方式中，奥氏体化和淬火参数A1和Q1还可以产生基本上没有碳化物的显微结构。在某些实施方式中，基本上没有碳化物的显微结构按管形杆件的总重量计算可以包括重量百分比小于大约0.01％的总碳化物浓度。在其他实施方式中，管形杆件在的平均晶粒尺寸可以被精炼成落在大约10μm到大约30μm之间的范围内。
在一种实施方式中，奥氏体化参数A1可以被选定为使管形杆件的显微结构基本上完全奥氏体化。基本上完全奥氏体化的管形杆件按管形杆件的总重量计算可以包括大于大约99.9％的奥氏体。管形杆件可以被加热到选定在大约900℃到大约950℃之间范围内的最大温度。在第一奥氏体化操作106A过程中的加热速率可以在大约15℃/分钟到大约60℃/分钟的范围内变化。
管形杆件随后可以在大约10分钟到大约30分钟范围内的选定保持时间里保持在选定最大温度下。该保持时间可以有利促进渗碳体碳化物分解到具有钢组合物的溶液内。在目前公开的热处理实施方式中采用的相对较低的奥氏体化温度在大约900℃到大约950℃的范围内，该温度被用于尽可能地抑制晶粒生长，从而促进有助于韧性提高的显微结构精炼。对于这些奥氏体化温度，大约900℃到大约950℃的奥氏体化温度范围也足以提供基本上完全分解的渗碳体碳化物。在该温度范围内，甚至当采用极长的保持时间时，一般也不能获得完全分解的富含铌和钛的碳化物。比铌和钛碳化物更大的渗碳体碳化物会因保留碳而削弱韧性并降低强度。
在保持期之后，管形杆件可以经历淬火操作。在一种实施方式中，可以采用喷水系统(例如喷水头)完成奥氏体化/淬火操作106A过程中的淬火。在另一实施方式中，可以采用搅动式水池(例如槽)完成淬火，在所述搅动式水池中通过对着管内侧的喷水口实现额外的排热。
淬火参数Q1的实施方式如下。管形杆件可以在大致15℃/秒到50℃/秒之间的速率下被冷却到优选不大于大约150℃的温度。
第二奥氏体化/淬火操作106B可以包括将如上所述形成的管形杆件加热和淬火到奥氏体范围。在第二奥氏体化/淬火操作106B过程中完成奥氏体化时所处的状态可以被称为A2。在第二奥氏体化/淬火操作106B过程中完成淬火时所处的状态可以被称为Q2。
在一种实施方式中，奥氏体化和淬火参数A2和Q2被选定为使得管形杆件承受第二奥氏体化/淬火操作106B之后的显微结构包括按体积至少大约95％的马氏体。在另外的实施方式中，奥氏体化和淬火参数A2和Q2还可以产生基本上没有碳化物的显微结构。
在另外的实施方式中，管形杆件在第二奥氏体化/淬火操作106B之后的平均晶粒尺寸可以小于第一奥氏体化和淬火操作106A之后的平均晶粒尺寸。例如，管形杆件在第二奥氏体化/淬火操作106B之后的晶粒尺寸可以落在大约5μm到大约15μm之间的范围内。这种显微结构精炼可以提高管形杆件的强度和/或韧性。
在一种实施方式中，第二奥氏体化参数A2如下。管形杆件可以被加热到小于在第一奥氏体化/淬火操作106A中采用的最大奥氏体化温度以进一步精炼显微结构的晶粒尺寸。第二奥氏体化操作A2利用在第一奥氏体化/淬火操作106A过程中获得的碳化物分解，以进一步精炼显微结构的晶粒尺寸。因为基本上所有铁碳化物(例如渗碳体颗粒)在第一奥氏体化和淬火操作之后都分解在显微结构内，因此在第二奥氏体化和淬火操作过程中可以采用更低的奥氏体化温度，晶粒尺寸(晶粒精炼)随之减小。在一种实施方式中，第二奥氏体化操作A2可以发生在选定的大约880℃到大约930℃之间的温度范围内。在第二奥氏体化操作106A过程中的加热速率可以在大约15℃/分钟到大约60℃/分钟之间的范围内变化。管形杆件随后可以在大约10分钟到大约30分钟之间的选定保持时间里保持在选定的最大温度下。
在保持周期之后，管形杆件可以经历淬火。在一种实施方式中，通过喷水系统(例如喷水头)完成奥氏体化/淬火操作106B过程中的淬火。在另一实施方式中，采用搅动式水池(例如槽)完成淬火，在所述搅动式水池中通过对着管内侧的喷水口实现额外的排热。
淬火参数Q2的实施方式如下。管形杆件可以在大致15℃/秒到大约50℃/秒之间的速率下被冷却到优选不大于大约150℃的温度。
第二奥氏体化(A2)以略低于第一奥氏体化(A1)的温度得到执行，利用了在第一处理过程中获得的碳化物分解。优选在大约10到30分钟时间过程中采用大约880℃到930℃的最大温度完成奥氏体化。之后管得到淬火(Q2)。A2+Q2操作的目的是产生由按体积至少95％的马氏体构成的显微结构，该显微结构基本上没有碳化物并具有与第一处理(A1+Q1)相比得到精炼的(也就是更小或降低的)晶粒尺寸。这种显微结构精炼是提高最终产品的强度和韧性所需的。
在第一和第二奥氏体化/淬火操作106A，106B之后，管形杆件可以进一步经历回火操作106C(在此还被称为T)。在回火操作106C过程中，管形杆件可以被加热到大约450℃到大约550℃的温度范围。在回火操作106C过程中的加热速率可以在大约15℃/分钟到大约60℃/分钟之间的范围内变化。管形杆件可以在大约10分钟到大约40分钟的时间范围内进一步被加热到最大温度。在获得选定的最大温度时，管形杆件可以保持在大约该温度下大约5分钟到大约30分钟的时间范围内。
得到热轧制的管可以进一步经历不同的热成形后操作110。这些操作的非限制性实例可以包括将管切断到一定长度、切割管的端部、采用斜辊矫直机对管进行矫直(如果需要)、以及通过多种不同的工艺进行非破坏性测试，例如电磁测试或超声测试。在一种实施方式中，管形杆件可以在不低于回火温度减50℃的温度下被矫直，并随后通过冷床在空气中被冷却到室温。通过这种方式，可以提供组合物在表1所示范围内的直边金属管形杆件。
在备选实施方式中，所形成的管形杆件可以按热处理操作112经历热处理。第一奥氏体化和淬火操作112A(A1)和(Q1)之后进行第一回火操作112B(T1)、第二奥氏体化和淬火操作112C(A2)和(Q2)、以及第二回火操作112B(T2)。第一和第二奥氏体化和淬火操作112A和112C可以按以上针对第一和第二奥氏体化和淬火操作106A和106B所述的方式完成。第一回火操作112B也可以按以上针对第一回火操作106C所述的方式完成。
在某些实施方式中，可以在低于大约550℃的温度下完成附加的回火操作112B(T1)以降低第二奥氏体化操作(A2)之前产生碳化物沉淀的可能性。回火操作112B的参数可以与回火操作(T)106C的参数基本上类似。例如，在回火操作过程112B过程中，管形杆件可以被加热到大约450℃到大约550℃的温度范围内。在回火操作112B过程中的加热速率可以在大约15℃/分钟到大约60℃/分钟之间的范围内变化。管形杆件可以在大约10分钟到大约40分钟之间的时间范围内进一步被加热到最大温度。在达到选定的最大温度时，管形杆件可以在大约5分钟到大约30分钟之间的时间范围内保持在大约该温度下。
得到热轧制的管可以进一步经历与以上针对操作110所述不同的热成形后操作。
有利地，由于在热处理106和112中采用的回火温度低，因此钢组合物的最终显微结构由具有精细碳化物分布的得到回火的马氏体构成，如图2A-2B所示。图2A和2B是在热处理操作106和112之后通过扫描电子显微镜(SEM)截取的钢组合物的显微结构图像。图2A的显微结构对应于热处理操作106(A1+Q1+A2+Q2+T)之后的样本，而图2B的显微结构对应于热处理操作112(A1+Q1+T1+A2+Q2+T2)之后的样本。
由每种热处理操作106和112获得的显微结构从金相的角度来说基本上类似，达到扫描电子显微镜所允许的最大分辨率。没有或基本上没有任何贝氏体(例如按体积小于或等于大约5％)，使得显微结构是完全或基本上完全得到回火的马氏体。得到回火的马氏体由铁氧体基体(例如深灰相)和几种碳化物(浅灰颗粒)构成。碳化物可以包括碳化铁和碳化钒。
对于表面形态，观察到两种碳化铁存在于显微结构中，大致球形和细长的。对于球形碳化铁，观察到最大尺寸(例如最大维度(如直径))为大约150nm。对于细长碳化物，观察到最大尺寸为大约1μm长和大约200nm厚。发现这些尺寸与热处理106和112得到的尺寸一致类似。
还期望精细碳化钒存在于显微结构内。考虑到在制造工艺的实施方式中采用低回火温度，因此这些颗粒的尺寸被期望小于或等于大约30nm。尽管通过扫描电子显微镜不能观察到碳化钒沉淀物，但可以通过它们在机械性能方面产生的效果来观察精细碳化钒的存在，因为得到淬火和回火的组合物通过颗粒弥散硬化表现出强度和韧性的提高。
有利地，根据公开的实施方式制成的无缝钢管和管可以表现出非常高强度和良好韧性的结合。例如，在一种实施方式中，由钢组合物的实施方式制成的管形杆件和管可以表现出根据ASTM标准E8“用于金属材料的抗拉测试的标准测试方法”(其全部内容在此引入作为参考)测定的至少大约175ksi(大约1200MPa)的屈服强度。在另一实施方式中，由钢组合物的实施方式制成的管形杆件和管在室温下可以表现出根据ASTM标准E23“用于金属材料的缺口冲击测试”(其全部内容在此引入作为参考)测定的沿LC方向大于大约65J/cm2且沿CL方向大于大约50J/cm2的夏比V型缺口冲击能量。
在钢组合物的实施方式中获得的强度和韧性的有效结合至少部分地归因于钢组合物和显微结构的组合。一方面，碳化物相对较小的尺寸(例如球形碳化物小于或等于大约150nm和/或细长碳化物大约1μm或更小的长度和大约200nm或更小的厚度)在不显著削弱韧性的情况下通过颗粒弥散硬化提高钢组合物的强度。相反，大的碳化物会很容易成核破裂。
另一显微结构特征是钢组合物的晶粒尺寸，其在一种实施方式中的最终产品中(例如回火后)是大约5到15μm。公知的是这样小的晶粒尺寸通过提供对裂纹扩展的阻挡来提高韧性。
实施例
在以下实施例中，描述了采用上述炼钢方法的实施方式形成的钢管的抗拉和冲击性能。在进行双重奥氏体化和淬火(A1+Q1+A2+Q2+T)之后进行回火的热处理(DA-状态1和3)、以及双重热处理(A1+Q1+T1+A2+Q2+T2)(DHT-状态2和4)的热处理之后测试所形成的钢管。得到测试的钢管具有大约114.3mm的外径和大约8.31mm的壁厚，除非另有说明。分别对大致具有表2和3所示的组合物和热处理的样本完成实验。
表2实施例1的试样的组合物
  元素   组分(wt.％)
  C   0.27
  Mn   0.47
  Si   0.24
  Cr   1.44
  Mo   0.65
  Ni   0.046
  V   0.127
  Cu   0.10
  S   0.001
  P   0.008
  Al   0.031
  Ti   0.001
  Nb   0.001
  N   0.0049
表3试样的热处理
  状态   A1(℃)   T1(℃)   A2(℃)   T2(℃)
  1(DA)   940   -   920   510
  2(DHT)   940   510   920   510
  3(DA)   940   -   890   510
  4(DHT)   940   510   890   510
对于每种状态在3到15根管上完成强度和冲击性能的测定。对于每根管，在大约室温下完成抗拉测试两次并完成冲击测试三次。可以认识到，下文提出的实施例仅是示例性的，并不是要限制本发明的范围。
实施例1室温下的抗拉性能和冲击能量
在室温下根据ASTM标准E8测定表2和3所示的钢的强度和拉伸率。在大约室温下根据ASTM标准E23测定表2和3所示的钢的夏比能量，并且所述夏比能量代表材料的韧性测定值。在从管的纵向上(LC)截取的具有大约10×7.5×55mm尺寸的样本上完成夏比测试。在表4中记录了每种状态下测定的平均抗拉强度、屈服强度、拉伸率和夏比V型缺口能量(CVN)。在图3中示出了每个管的平均值。
表4试样的平均抗拉和冲击性能
Figure BDA0000136926390000171
对于每种测试状态，观察到屈服强度大于大约175ksi并且观察到极限抗拉强度大于或等于大约190ksi。每种测试状态下失效时的拉伸率进一步被发现为大于或等于大约11％。在大约室温下测定的夏比V型缺口冲击能量(CVN)在每种测试状态下大于大约65J/cm2。
观察到在与利用低奥氏体化温度A1和A2(分别为920℃和890℃)的双重热处理相对应的热处理状态4下抗拉性能和韧性的最佳结合。该状态在室温下表现出最大屈服强度(大约184ksi)和CVN(大约85J/cm2)。屈服强度和韧性的提高归因于通过第一和第二奥氏体化温度的降低实现的显微结构精炼。
通过上述钢组合物和热处理实施方式的结合所提供的强度和韧性代表了冶金领域的重要进步。下文表5提出了元素组分在本发明实施方式确定的范围之外的对比钢组合物。表6提出了经历双重奥氏体化和双重热处理的即时钢组合物实施方式(例如在状态1-4下来自表4的结果)的代表性机械性能(例如强度和韧性)。进一步提出了经历双重热处理的即时钢组合物实施方式的机械性能，在该双重热处理中，第二热处理(T2)在大约450℃到大约550℃(例如大约600℃)内的优选范围之外并且对比钢组合物经历单次奥氏体化、淬火和回火操作。
表5对比样本钢的化学组合物
Figure BDA0000136926390000181
表6即时钢实施方式和对比实例的平均抗拉和冲击性能
*在室温下沿LC方向的冲击测试
总的来说，尽管每种组分都获得了最小韧性，同时在大约室温下夏比冲击能量沿LC方向大于大约65J/cm2，但本发明的组合物的强度值通常更高。例如，根据本发明实施方式制成的钢(例如状态1-4)表现出大约181ksi到大约184ksi的屈服强度和大约190ksi到191ksi的抗拉强度。相比之下，具有本发明表2所示组合物的钢具有在优选范围之外的600℃的第二回火温度，其表现出更低的强度值，以及大约158ksi的屈服强度和大约180ksi的抗拉强度。类似地，对比钢组合物都表现出更低的屈服强度值，其范围在大约158ksi到大约177ksi之间。抗拉强度在大约170ksi到大约196ksi之间变化。
实施例2其他冲击能量研究
在大约-60℃到大约室温下在根据状态2形成的钢管样本上完成其他冲击能量调查。这些测试能够测定本发明的钢的韧脆转变温度，这是确定的韧性测量值。对于这些测量结果，在纵向(LC)和横向(CL)两个方向上截取样本。在沿LC方向具有大约10×7.5×55mm的尺寸以及沿CL方向具有大约10×5×55mm的尺寸的样本上完成夏比测试。在表7中记录了每种状态下的平均夏比V型缺口能量。
表7状态2下样本的平均韧性
Figure BDA0000136926390000191
如表7中所示，夏比样本在大约室温(RT)下表现出大致65J/cm2到大约70J/cm2的能量以及从断裂表面观察大致100％的韧性断裂。随着测试温度下降到大约-60℃，夏比能量大体上下降一半。同时，断裂表面承受韧性断裂的部分减少。由于在大约0℃到-20℃之间的温度下观察到的韧性区域的大幅度减小(例如大约71％到大约39％(LC)以及大约83％到大约53％(CL))，因此可以确定韧脆转变温度发生在大约0℃到大约-20℃之间。
尽管在前的说明已经示出、描述和指出了本发明教导的主要的新特征，但将会认识到在不脱离本发明教导范围的前提下本领域普通技术人员可以对所示装置的细节形式及其应用作出多种删减、替换和改变。因而，本发明教导的范围不应该局限于以上描述，而应该由附加权利要求来限定。

Claims (28)

1.一种钢管，包括：
重量百分比大约0.25％-大约0.35％的碳；
重量百分比大约0.30％-大约0.70％的锰；
重量百分比大约0.10％-大约0.30％的硅；
重量百分比大约0.90％-大约1.70％的铬；
重量百分比大约0.60％-大约1.00％的钼；
重量百分比大约0.050％-大约0.150％的钒；以及
重量百分比大约0.01％-大约0.04％的铝；
其余组分包括铁和杂质；
其中钢管被加工成具有大于大约175ksi的屈服强度并且在大约室温下夏比V型缺口能量在横向上大于或等于大约50J/cm2以及在纵向上大于或等于大约65J/cm2。
2.如权利要求1所述的钢管，其特征在于，还包括：
重量百分比大约0.26％-大约0.29％的碳；
重量百分比大约0.45％-大约0.55％的锰；
重量百分比大约0.20％-大约0.30％的硅；
重量百分比大约1.30％-大约1.50％的铬；
重量百分比大约0.65％-大约0.70％的钼；
重量百分比大约0.12％-大约0.15％的钒；
重量百分比大约0.020％-大约0.035％的铝；以及
重量百分比大约0-大约0.03％的钙。
3.如权利要求1所述的钢管，其特征在于，所述钢管的抗拉强度大于大约180ksi。
4.如权利要求1所述的钢管，其特征在于，所述钢管在大约室温下表现出100％的韧性断裂。
5.如权利要求1所述的钢管，其特征在于，所述钢管的显微结构包括按体积大于或等于大约95％的马氏体。
6.如权利要求5所述的钢管，其特征在于，显微结构的其余部分基本上由贝氏体构成。
7.如权利要求1所述的钢管，其特征在于，所述钢管的显微结构包括大约5μm到大约15μm之间的平均晶粒尺寸。
8.如权利要求1所述的钢管，其特征在于，还包括以下组分中的至少一个：
重量百分比小于或等于大约0.50％的镍；
重量百分比小于或等于大约0.040％的铌；
重量百分比小于或等于大约0.015％的钛；以及
重量百分比小于或等于大约0.05％的钙。
9.如权利要求1所述的钢管，其特征在于，所述钢管被加工成具有多个大致球形的碳化物，其具有小于或等于大约150μm的最大尺寸。
10.如权利要求1所述的钢管，其特征在于，所述钢管被加工成具有多个细长碳化物，其具有小于或等于大约1μm的长度和小于或等于大约200nm的厚度。
11.如权利要求1所述的钢管，其特征在于，所述钢管被加工成具有碳化钒沉淀物。
12.一种制造钢管的方法，包括：
提供碳钢组合物；
由钢组合物制成管；
在第一加热操作中将所形成的钢管加热到第一温度；
在第一淬火操作中以第一速率从第一温度对所形成的钢管进行淬火，使得得到淬火的钢的显微结构是按体积大于或等于大约95％的马氏体；
在第一淬火操作之后的第二加热操作中将所形成的钢管加热到小于第一温度的第二温度；
在第二淬火操作中以第二速率从第二温度对所形成的钢管进行淬火，使得得到淬火的钢的显微结构是按体积大于或等于大约95％的马氏体，其中所形成的钢管具有与第一淬火操作之后的晶粒尺寸相比更小的晶粒尺寸；以及
在第二淬火操作之后通过将所形成的钢管加热到小于大约550℃的第三温度的方式对所形成的钢管进行回火；
其中回火之后的钢管具有大于大约175ksi的屈服强度，并且在大约室温下夏比V型缺口能量在横向上大于或等于大约50J/cm2以及在纵向上大于或等于大约65J/cm2。
13.如权利要求12所述的方法，其特征在于，在第一淬火操作之后显微结构的其余部分大体上由贝氏体构成。
14.如权利要求12所述的方法，其特征在于，所述第一加热温度在大约900℃到大约950℃之间保持大约10到30分钟。
15.如权利要求12所述的方法，其特征在于，所述第二加热温度在大约880℃到大约930℃之间保持大约10到30分钟。
16.如权利要求12所述的方法，其特征在于，所述第三温度在大约450℃到大约550℃之间保持大约5到30分钟。
17.如权利要求12所述的方法，其特征在于，所形成的钢组合物在第一淬火操作之后的晶粒尺寸在大约10μm到大约30μm之间。
18.如权利要求12所述的方法，其特征在于，所形成的钢组合物在第二淬火操作之后的晶粒尺寸在大约5μm到大约15μm之间。
19.如权利要求12所述的方法，其特征在于，第一淬火速率在大约15℃/秒到50℃/秒之间并且第二淬火速率在大约15℃/秒到50℃/秒之间。
20.如权利要求12所述的方法，其特征在于，所述钢组合物包括：
重量百分比大约0.25％-大约0.35％的碳；
重量百分比大约0.30％-大约0.70％的锰；
重量百分比大约0.10％-大约0.30％的硅；
重量百分比大约0.90％-大约1.70％的铬；
重量百分比大约0.60％-大约1.00％的钼；
重量百分比大约0.050％-大约0.150％的钒；以及
重量百分比大约0.01％-大约0.04％的铝；
其余组分包括铁和杂质。
21.如权利要求20所述的方法，其特征在于，所述钢组合物还包括：
重量百分比大约0.26％-大约0.29％的碳；
重量百分比大约0.45％-大约0.55％的锰；
重量百分比大约0.20％-大约0.30％的硅；
重量百分比大约1.30％-大约1.50％的铬；
重量百分比大约0.65％-大约0.70％的钼；
重量百分比大约0.12％-大约0.15％的钒；
重量百分比大约0.020％-大约0.035％的铝；
重量百分比大约0-大约0.03％的钙。
22.如权利要求20所述的方法，其特征在于，所述组合物还包括以下至少一个：
重量百分比小于或等于大约0.50％的镍；
重量百分比小于或等于大约0.040％的铌；
重量百分比小于或等于大约0.015％的钛；以及
重量百分比小于或等于大约0.05％的钙。
23.如权利要求12所述的方法，其特征在于，在第一淬火操作之后以及在第二加热操作之前，所形成的钢管在小于大约550℃的温度下得到回火。
24.一种制造钢管的方法，包括：
提供钢杆，其包括：
重量百分比大约0.25％-大约0.35％的碳；
重量百分比大约0.30％-大约0.70％的锰；
重量百分比大约0.10％-大约0.30％的硅；
重量百分比大约0.90％-大约1.70％的铬；
重量百分比大约0.60％-大约1.00％的钼；
重量百分比大约0.050％-大约0.150％的钒；
重量百分比大约0.01％-大约0.04％的铝；
重量百分比小于或等于大约0.50％的镍；
重量百分比小于或等于大约0.040％的铌；
重量百分比小于或等于大约0.015％的钛；以及
重量百分比小于或等于大约0.05％的钙；
在热成形操作中以大约1200℃到1300℃的温度将钢杆制成管；
在第一加热操作中以大约10到30分钟将所形成的钢管加热到大约900℃到950℃的第一温度；
在第一淬火操作中以第一速率从第一温度对所形成的钢管进行淬火，使得得到淬火的钢在第一淬火操作之后的显微结构是按体积大于或等于大约95％的马氏体并且基本上没有任何碳化物；
在第一淬火操作之后的第二加热操作中以大约10分钟到大约30分钟的时间将所形成的钢管加热到低于大约880℃到大约930℃第一温度的第二温度；
在第二淬火操作中以第二速率从第二温度对所形成的钢组合物进行淬火，使得得到淬火的钢在第二淬火操作之后的显微结构是按体积大于或等于大约95％的马氏体并且基本上没有碳化物，其具有与第一淬火操作之后的晶粒尺寸相比更小的晶粒尺寸；以及
在第二淬火操作之后通过以大约5分钟到大约30分钟的时间将所形成的钢管加热到大约450℃到大约550℃之间的第三温度的方式对所形成的钢管进行回火；
其中回火之后的钢管具有大于大约175ksi的屈服强度并且在大约室温下夏比V型缺口能量在横向上大于或等于大约50J/cm2以及在纵向上大于或等于大约65J/cm2。
25.如权利要求24所述的方法，其特征在于，在第一淬火操作之后显微结构的其余部分大体上由贝氏体构成。
26.如权利要求24所述的方法，其特征在于，还包括在第一淬火操作之后以及在第二加热操作之前通过在大约5分钟到大约30分钟之间的时间里将所形成的钢管加热到大约450℃到大约550℃之间的第二温度的方式对所形成的钢管进行回火。
27.如权利要求24所述的方法，其特征在于，所形成的钢组合物在第二淬火操作之后的晶粒尺寸在大约5μm到大约15μm之间。
28.如权利要求24所述的方法，其特征在于，第一淬火速率在大约15℃/秒到50℃/秒之间并且第二淬火速率在大约15℃/秒到50℃/秒之间。
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