CN111433383B - 冲击韧性优秀的低温钢及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

本发明提供一种冲击韧性优秀的低温钢及其制造方法，所述低温钢包括：0.02～0.08重量％的碳(C)、6.0～7.5重量％的镍(Ni)、0.5～0.9重量％的锰(Mn)、0.03～0.15重量％的硅(Si)、0.02～0.3重量％的钼(Mo)、0.1～0.3重量％的铬(Cr)、50ppm以下的磷(P)、10ppm以下的硫(S)、余量铁以及其它不可避免的杂质，钢1/4t(t：钢厚度)区域的微细组织包括10～35面积％的回火贝氏体、3～15面积％的残余奥氏体以及余量回火马氏体，利用EBSD方法测定的15度以上的高角度晶界的粒径为10μm(微米)以下。

Description

冲击韧性优秀的低温钢及其制造方法
技术领域
本发明涉及低温罐用钢及其制造方法，更具体地，涉及一种利用下贝氏体且冲击韧性优秀的低温含镍(Ni)钢及其制造方法。
背景技术
最近，随着地球温室效应等导致全球范围的环境规定的强化，对环保燃料的关注大幅增加。
液化天然气(Liquefied Natural Gas)作为代表性的环保燃料，由于相关技术的发展，其价格下降且效率性增加，从而使全球液化天然气消费持续增加，1980年仅为6个国家2300万吨的液化天然气消费规模以大概每10年增加两倍的趋势增长。
随着这种液化天然气市场的扩大及增长，液化天然气生产国正在改造或扩容现有使用设备，而且生产天然气的国家为了进入新的液化天然气市场正在筹建生产设备。
液化天然气储存容器基于各种基准进行分类，诸如设备使用目的(储存罐、运送罐)、设置位置、内外部罐形式等。其中，根据内部罐的形式，即材料和形状，可分为9％镍钢内部罐、膜结构内部罐、水泥内部罐，最近为了改善液化天然气运送容器(carrier)的稳定性，利用9％镍钢形式的液化天然气储存容器的使用从储存罐领域扩大到运送罐领域，从而全球对9％镍钢的需求呈增加的趋势。
通常，作为液化天然气储存容器的材料，需要在超低温下具有优异的冲击韧性，而且为了确保结构物的稳定性，需具有高强度水准及延展性。9％镍钢通常是在轧制后通过QT(Quenching-Tempering)或QLT(Quenching-Lamellarizing-Tempeing)工艺生产，经过所述工艺后，含有微细晶粒的马氏体基体上具有二次相的软相残余奥氏体，从而超低温下呈现出优异的冲击韧性。
但是，对于9％镍钢而言，为了确保韧性需要具有高含量的镍，随着作为高成本元素镍的价格变化导致钢价格上升，因此存在给钢使用者带来负担的问题。
此外，Q(Quenching)或者L(Lamellarizing)工艺时，因快速的冷却速度导致很难获得薄型板材的形状而且为了获得残余奥氏体的同时去除残余反应力需要进行长时间的回火工艺，从而具有引发钢铁厂的热处理/校正设备超负荷的问题。
为了解决上述问题，对于9％镍钢，开发了一种在制造工艺中省去淬火工艺的直接淬火与回火法(DQT：DirectQuenching-Tempering)技术，由于省去了再加热及淬火工艺，因此可使制造费用和热处理负担减少。
但是，相比于一般的淬火工艺，因直接淬火(DQ：Direct Quenching)工艺的快速冷却速度导致淬火性增加，从而存在回火(Tempering)工艺中需要增加热处理时间的问题，此外还会发生为了细化粒径在轧制时因进行超低温轧制导致难以确保形状及因轧制生产效率低下导致的成本上升的问题。
另外，相比于现有的9％镍钢，具有较低镍含量的7％镍钢的开发及规范的制定等由部分钢铁厂主导进行，为了解决镍减少所致的韧性下降的问题，通过采用QLT或DQLT(Direct Quenching-Lamellarizing-Tempering)工艺来将在提高韧性中起到较大影响的L(Lamellarizing)工艺包含在制造工序中，从而相比于现有的9％镍钢可减少2％的镍。
但是，为了确保可淬性，需要添加其他合金元素以取代缩减2％的镍，因此合金成本的减少不大，而且为了细化粒径，部分钢铁厂通过引入DQLT工艺来取代QLT工艺以在热处理前轧制时采用超低温轧制，这导致轧制生产效率显著下降的问题。
此外，Q(Quenching)或L(Lamellarizing)工艺时采用快速冷却速度，因此需要提高回火(Tempering)温度或者进行长时间的回火处理(Tempering)，而且由于薄型材料很难成形，因此存在需要进行多次校正的问题。
发明内容
技术问题
本发明优选的一方面提供一种低温下冲击韧性优秀的低温钢。
本发明优选的另一方面提供一种低温下冲击韧性优秀的低温钢的制造方法，所述方法包括钢坯再加热-热轧后空冷-奥氏体单相区域热处理淬火-双相区域热处理淬火-回火后空冷的步骤。
技术方案
根据本发明优选的一方面，提供一种冲击韧性优秀的低温钢，包括：0.02～0.08重量％的碳(C)、6.0～7.5重量％的镍(Ni)、0.5～0.9重量％的锰(Mn)、0.03～0.15重量％的硅(Si)、0.02～0.3重量％的钼(Mo)、0.1～0.3重量％的铬(Cr)、50ppm以下的磷(P)、10ppm以下的硫(S)、余量铁以及其它不可避免的杂质，钢1/4t(t：钢厚度)区域的微细组织包括10～35面积％的回火贝氏体、3～15面积％的残余奥氏体以及余量回火马氏体，利用EBSD(电子背散射衍射)方法测定的15度以上的高角度晶界的粒径为10μm(微米)以下。
在-196℃温度下所述钢的残余奥氏体的分率可为3面积％以上。
所述钢作为利用包括钢坯再加热-热轧后空冷-奥氏体单相区域热处理淬火-双相区域热处理淬火-回火后空冷的步骤的方法制成的低温钢，双相区域热处理淬火步骤后回火步骤前的钢的微细组织可包括10面积％以上的下贝氏体、不足5面积％的上贝氏体及余量马氏体。
所述钢的所述下贝氏体的分率可为10～30面积％。
所述钢可具有585MPa以上的屈服强度。
所述钢可具有-196℃以下的冲击转变温度。
所述钢的厚度可为5～50mm。
根据本发明优选的另一方面，提供一种冲击韧性优秀的低温钢，所述低温钢利用包括钢坯再加热-热轧后空冷-奥氏体单相区域热处理淬火-双相区域热处理淬火-回火后空冷的步骤的方法制成，所述低温钢包括：0.02～0.08重量％的碳(C)、6.0～7.5重量％的镍(Ni)、0.5～0.9重量％的锰(Mn)、0.03～0.15重量％的硅(Si)、0.02～0.3重量％的钼(Mo)、0.1～0.3重量％的铬(Cr)、50ppm以下的磷(P)、10ppm以下的硫(S)、余量铁以及其它不可避免的杂质，双相区域热处理淬火步骤后回火步骤前的钢的微细组织包括10面积％以上的下贝氏体、不足5面积％的上贝氏体及余量马氏体，所述回火步骤后的钢的1/4t(t：钢厚度)区域的微细组织包括10～35面积％的回火贝氏体、3～15面积％的残余奥氏体以及余量回火马氏体，利用EBSD方法测定的15度以上的高角度晶界的粒径为10μm(微米)以下。
根据本发明优选的另一方面，提供一种冲击韧性优秀的低温钢的制造方法，包括：以1200～1100℃的温度对钢坯进行再加热的步骤，钢坯包括：0.02～0.08重量％的碳(C)、6.0～7.5重量％的镍(Ni)、0.5～0.9重量％的锰(Mn)、0.03～0.15重量％的硅(Si)、0.02～0.3重量％的钼(Mo)、0.1～0.3重量％的铬(Cr)、50ppm以下的磷(P)、10ppm以下的硫(S)、余量铁以及其它不可避免的杂质；
对如上所述再加热的钢坯进行热轧并获得钢之后对所述钢进行空冷的步骤；
以800～950℃的温度对所述钢进行再加热后进行水冷的奥氏体单相区域热处理淬火的步骤；
以680～710℃的铁素体和奥氏体的双相区域温度区间，将如上所述的奥氏体单相区域热处理淬火的钢进行再加热后，以10～40℃/秒的冷却速度进行水冷的双相区域热处理淬火的步骤；
以570～600℃的温度对如上所述的双相区域热处理淬火的钢进行再加热，之后执行回火处理，再进行空冷的步骤，
所述双相区域热处理淬火步骤后及回火步骤前的钢微细组织包括10面积％以上的下贝氏体、不足5面积％的上贝氏体以及余量马氏体。
所述回火可进行1.9t(t为钢厚度，mm)+40～80分钟。
所述钢的所述下贝氏体的分率可为10～30面积％。
所述钢的厚度可为5～50mm。
有益效果
根据本发明优选的一方面，可利用以下方法来制造低温下的冲击韧性优秀的低温钢，所述方法包括钢坯再加热-热轧后空冷-奥氏体单相区域热处理淬火-双相区域热处理淬火-回火后空冷的步骤。
最佳实施方案
本发明可优选应用于以包括钢坯再加热-热轧后空冷-奥氏体单相区域热处理淬火-双相区域热处理淬火-回火后空冷的步骤的方法制造低温钢的方法中。
本发明特别是在双相区域热处理淬火(Lamellarizing)时控制冷却速度。由此，可生成部分下贝氏体(Lower bainite)，而且可抑制粗大的上贝氏体的生成。
如上所述，通过生成部分下贝氏体(Lower bainite)且抑制粗大的上贝氏体生成，从而即使在最少的回火(Tempering)时间内也能生成充分的残余奥氏体，因此，可提供一种满足以下条件的低温罐用钢及其制造方法，所述钢在-196℃温度下仍能确保优秀的冲击韧性，并且屈服强度为585MPa以上且冲击转变温度为-196℃以下。
下面，对根据本发明优选一方面的冲击韧性优秀的低温钢进行说明。
根据本发明优选一方面的冲击韧性优秀的低温钢，包括：0.02～0.08重量％的碳(C)、6.0～7.5重量％的镍(Ni)、0.5～0.9重量％的锰(Mn)、0.03～0.15重量％的硅(Si)、0.02～0.3重量％的钼(Mo)、0.1～0.3重量％的铬(Cr)、50ppm以下的磷(P)、10ppm以下的硫(S)、余量铁以及其它不可避免的杂质，钢1/4t(t：钢厚度)区域的微细组织包括10～35面积％的回火贝氏体、3～15面积％的残余奥氏体以及余量回火马氏体，利用EBSD方法测定的15度以上的高角度晶界的粒径为10μm(微米)以下。
C：0.02～0.08重量％(以下称之为”％”)
C作为促进马氏体生成相变且通过降低Ms温度(马氏体相变温度)来细化粒径，而且在回火时向晶界和相界扩散从而使残余奥氏体稳定的重要元素，优选添加0.02％以上。但是，随着C含量的增加韧性下降，而且使残余奥氏体的尺寸变大导致发生相变稳定性下降的问题，因此其含量的上限优选限定为0.08％。
Ni：6.0～7.5％
Ni作为通过促进马氏体/贝氏体相变来提高钢的强度，而且在回火时通过向晶界及相界扩散来稳定残余奥氏体起到十分重要的作用的元素，为了确保本发明提出的马氏体/贝氏体的分率，优选添加6.0％以上。然而，当镍超过7.5％时，由于高可淬性导致不易生成贝氏体而且由于强度上升导致回火时间长，因此所述镍的含量优选限定为6.0～7.5％。
Mn：0.5～0.9％
Mn作为通过与C/Ni一起促进马氏体/贝氏体的相变来提高钢的强度且通过在回火时向晶界及相界扩散来稳定残余奥氏体的元素，优选添加0.5％以上。然而，当Mn含量超过0.9％时，因基材组织的强度可导致韧性下降，因此所述锰的含量优选限定为0.5～0.9％。
Si：0.03～0.15％
Si起到脱氧剂的作用并在回火时通过抑制碳化物的生成来提高残余奥氏体的稳定性，因此含量优选为0.03％以上。然而，Si含量越是增加强度越是变大，导致冲击韧性降低，因此所述Si的含量优选限定为0.03～0.15％。
Mo：0.02～0.3％
Mo作为可淬性元素和在冷却时促进马氏体/贝氏体生成的元素，当添加0.02％以上时，实际上可起到提高可淬性的作用。然而，当添加量超过0.3％时，可淬性过度上升，从而由于不生成贝氏体且强度增加导致韧性下降，而且在回火时由于析出Mo碳化物从而可进一步导致韧性下降，因此所述Mo含量优选限定为0.02～0.3％。
Cr：0.1～0.3％，
Cr作为可淬性元素和在冷却时促进生成马氏体/贝氏体的元素，通过固溶强化有助于确保强度，需要添加0.1％以上。然而，当添加量超过0.3％时，可淬性过度上升，从而由于不生成贝氏体且强度增加导致韧性下降，而且由于Cr碳化物的析出导致韧性下降，因此所述Mo含量优选限定为0.1～0.3％。
P：50ppm以下、S：10ppm以下
P、S作为诱发晶界脆性或者通过形成粗大的夹杂物来诱发脆性的元素，回火时可引发使冲击韧性下降的问题，因此本发明优选将P限定为50ppm以下及将S限定为10ppm以下。
本发明的余量成分为铁(Fe)。只是，通常的钢铁制造过程中有可能从原料或者周围环境混入不可避免的杂质，因此不能将其排除。通常钢铁制造过程中的任何技术人员都会知道所述杂质的存在，因此本说明书中将省略其说明。
根据本发明优选的一方面的冲击韧性优秀的低温钢，钢1/4t(t：钢厚度)区域的微细组织包括10～35面积％的回火贝氏体、3～15面积％的残余奥氏体及余量回火马氏体，利用EBSD方法测定的15度以上的高角度晶界的粒径为10μm(微米)以下。
当所述残余奥氏体的分率不足3％时，存在使冲击韧性下降的可能性，当利用EBSD方法测定的15度以上的高角度晶界的粒径超过10μm(微米)时，还会存在因有效结晶度径减小导致冲击韧性下降的可能性。
在所述钢中，-196℃温度下的残余奥氏体分率可为3面积％以上。
所述钢作为利用包括钢坯再加热-热轧后空冷-奥氏体单相区域热处理淬火-双相区域热处理淬火-回火后空冷的步骤的方法制成的低温钢，双相区域热处理淬火步骤后且回火步骤前的钢微细组织可包括10面积％以上的下贝氏体、不足5面积％的上贝氏体及余量马氏体。
双相区域热处理淬火后且回火处理前的钢微细组织包括不足10面积％的下贝氏体时，由于生成不足3面积％的残余奥氏体，从而存在冲击韧性下降的可能性，因此优选包括10面积％以上的下贝氏体。所述下贝氏体的分率的上限可限定为30％。
双相区域热处理淬火后且回火处理前的钢微细组织包括超过5面积％的上贝氏体时，存在粒径粗大化导致冲击韧性下降的可能性，因此优选包括不足5面积％的上贝氏体。
本发明的钢可具有585MPa以上的屈服强度。
本发明的钢可具有-196℃以下的冲击转变温度。
本发明的钢可具有5～50mm的厚度。
下面，对根据本发明优选的另一方面的冲击韧性优秀的低温钢的制造方法进行说明。
根据本发明优选的另一方面的冲击韧性优秀的低温钢的制造方法，包括以1200～1100℃的温度对钢坯进行再加热的步骤，钢坯包括：0.02～0.08重量％的碳(C)、6.0～7.5重量％的镍(Ni)、0.5～0.9重量％的锰(Mn)、0.03～0.15重量％的硅(Si)、0.02～0.3重量％的钼(Mo)、0.1～0.3重量％的铬(Cr)、50ppm以下的磷(P)、10ppm以下的硫(S)、余量铁以及其它不可避免的杂质；
对如上所述的再加热的钢坯进行热轧并获得钢之后对所述钢进行空冷的步骤；
以800～950℃的温度对所述钢进行再加热后进行水冷的奥氏体单相区域热处理淬火的步骤；
以680～710℃的铁素体和奥氏体的双相区域温度区间，对如上所述的奥氏体单相区域热处理淬火的钢进行再加热后，以10～40℃/秒的冷却速度进行水冷的双相区域热处理淬火的步骤；
以570～600℃的温度对所述的双相区域热处理淬火的钢进行再加热，之后执行回火处理，再进行空冷的步骤，
所述双相区域热处理淬火步骤后且回火步骤前的钢的微细组织包括10面积％以上的下贝氏体、不足5面积％的上贝氏体以及余量马氏体。
钢坯的再加热、热轧以及空冷步骤
对如上所述构成的钢坯进行再加热。
当对所述钢坯进行再加热时，加热温度优选设定为1100～1200℃，这是为了去除铸态组织及成分均质化。
为了调整如上所述的经加热的钢坯的形状，加热后通过进行热轧(粗轧及精轧)来获得钢。由于热轧使在铸造中形成的枝晶等铸态组织破坏的同时通过再结晶粗大的奥氏体，还可获得使粒径变小的效果。其中，对热轧不进行特别限定，而可通过常规的热轧工艺进行。例如，可通过常规的轧制工艺来调整钢厚度。
热轧结束后，将所述钢空冷至常温。
奥氏体单相区域的热处理淬火的步骤
将如上所述空冷的钢加热至奥氏体单相区域后进行水冷淬火。
该淬火的目的是用于细化基于热处理的奥氏体粒径及为了冷却时获得具有微束的马氏体/贝氏体组织。
为了在奥氏体单相区域中引起充分的再结晶并维持细微的粒径，该淬火的热处理温度优选为800～950℃。
双相区域热处理淬火的步骤
以奥氏体和铁素体双相区域，对如上所述的奥氏体单相区域热处理淬火处理的钢进行再加热并热处理后进行淬火。
该淬火的目的在于，通过进一步细化现有双相区域热处理时细化的组织，以使通过EBSD测定的具有15度以上的高角度晶界的粒径达到10μm(微米)以下，在淬火时通过控制冷却速度以获得包括马氏体和10％以上的下贝氏体及不足5％的上贝氏体的微细组织。
当淬火时生成10％以上的下贝氏体时，因下贝氏体组织内部中含有的碳化物导致回火时促进生成残余奥氏体的核，从而使回火时间缩短，基于此将促进生成稳定的残余奥氏体，从而使超低温下的冲击韧性提高。
当淬火时冷却速度十分快时，由于生成马氏体单相组织而非下贝氏体，因此不能期待采用下贝氏体来提高冲击韧性。
当淬火时冷却速度缓慢时，由于大量生成粗大的上贝氏体使粒径增加，由此导致超低温冲击韧性下降的问题，因此应通过控制冷却速度来控制上贝氏体的生成，并将其控制在不足5％。
为了通过细化奥氏体粒径使通过EBSD测定的具有15度以上的高角度晶界的粒径为10μm(微米)以下，此处双相区域热处理温度优选设定为680～710℃。
此外，为了在淬火时促进生成下贝氏体且抑制上贝氏体的生成，在淬火时，冷却速度优选设定为10～40℃/秒。
当所述冷却速度超过40℃/秒时，由于过度生成马氏体导致回火时为了获得残余奥氏体需要耗费大量的时间，由此会导致韧性下降，当不足10℃/秒时，由于生成粗大的上贝氏体，因此也会导致韧性下降。
所述双相区域热处理淬火步骤后的钢的微细组织包括10％以上的下贝氏体、不足5％的上贝氏体及余量马氏体。
回火及空冷步骤
以570～600℃的温度对如上所述的双相区域热处理淬火的钢进行再加热后，执行回火处理，然后进行空冷处理。
所述回火处理可进行1.9t(t为钢厚度，mm)+40～80分钟。
本发明的超低温钢通过在回火时软化基材组织来提高冲击韧性，而且通过在-196℃温度下仍生成稳定的3％以上的奥氏体来提高冲击韧性。因淬火时的快速冷却速度导致残余反应力大量地留在组织内部，因此为了去除残余反应力并软化基材组织，回火温度优选为570℃以上。
当以超过600℃温度进行回火时，会使微细组织内生成的奥氏体的稳定性下降，在超低温下奥氏体容易相变为马氏体从而导致冲击韧性下降，因此回火温度优选设定为570～600℃。而且为了提高生产效率，所述回火处理优选进行1.9t(t为钢厚度，mm)+40～80分钟。
所述回火步骤之后，在-196℃温度下的残余奥氏体的分率为3％以上，利用EBSD方法测定的15度以上的高角度晶界的粒径为10μm(微米)以下。
根据本发明优选的另一方面的冲击韧性优秀的低温钢的制造方法，可以获得低温罐用钢，所述钢在双相区域热处理淬火后下贝氏体的分率为10％以上，上贝氏体的分率不足5％，在回火后-196℃温度的残余奥氏体的分率为3％以上，利用EBSD方法测定的15度以上的高角度晶界的粒径为10微米以下，屈服强度为585MPa以上，冲击转变温度为-196℃以下。
具体实施方式
下面，将通过实施例更具体地说明本发明。但是，需要注意的是，下述实施例仅仅是为了更具体地说明本发明而例示的，其并不限定本发明的权利范围。本发明的权利范围是根据权利要求书中记载的内容和由此合理推导的内容决定。
以1150℃的温度对具有下表1成分的250mm厚度的钢坯进行再加热后，通过进行粗轧及精轧制成25mm厚度的钢。
以820℃的温度对所述钢进行再加热后，通过水冷进行奥氏体单相区域热处理淬火。
以710℃的铁素体和奥氏体的双相区域温度区间，对经如上所述的奥氏体单相区域热处理淬火的钢进行再加热后，通过以下表2的冷却速度进行水冷来实施双相区域热处理淬火。
以下表2的回火温度对经过如上所述的双相区域热处理淬火的钢进行再加热后，进行1.9t(t：钢厚度，mm)+60分钟的回火处理，之后进行空冷处理。
对如上所述的方法制成的钢，测定双相区域热处理淬火后的钢的下贝氏体及上贝氏体的分率(面积％)、回火处理后的钢的-196℃温度下的残余奥氏体分率(面积％)、屈服强度(MPa)、平均CVNEnergy@-196℃(J)以及冲击转变温度(℃)，并将其结果显示在下表2中。
【表1】
Figure BDA0002490082260000101
【表2】
Figure BDA0002490082260000111
如上述表1和表2所示，从比较例1情况可知，淬火冷却速度比本发明中提及的双相区域热处理后淬火冷却速度10～40℃/秒慢，因此大量生成粗大的上贝氏体，具体为23.5％，因此利用EBSD测定的15度以上的高角度晶界的粒径为10μm(微米)以上，而且回火处理后-196℃温度下稳定的残余奥氏体不足3％，因此冲击转变温度为-196℃以上。
从比较例2的情况可知，淬火冷却速度比本发明中提及的双相区域热处理后淬火冷却速度10～40℃/秒快，因此未生成下贝氏体。由此导致回火处理时不能够充分地生成残余奥氏体，因此回火处理后-196℃温度下稳定的残余奥氏体不足3％，冲击转变温度为-196℃以上。
从比较例3的情况可知，在超出本发明中提及的回火温度范围570～600℃的温度下进行了热处理，由此导致屈服强度过度下降以至达到585Mpa以下，而且回火处理时残余奥氏体没有被充分地稳定化而粗大地生成，从而回火处理后-196℃温度下生成的残余奥氏体不足3％，冲击转变温度为-196℃以上。
从比较例4的情况可知，C含量值大于本发明中提及的C的上限值，由于过度的可淬性导致未生成下贝氏体组织，从而回火处理时残余奥氏体没有被充分地稳定化而粗大地生成，因此回火处理后-196℃温度下生成的残余奥氏体不足3％，冲击转变温度为-196℃以上。
从比较例5的情况可知，Ni含量小于本发明中提及的Ni含量的下限值，从而由于可淬性不足导致大量生成粗大的上贝氏体10％以上，由此导致利用EBSD测定的15度以上的高角度晶界的粒径为10μm(微米)以上，而且回火处理后-196℃温度下稳定的残余奥氏体不足3％，因此冲击转变温度为-196℃以上。另外，由于可淬性不足导致回火后屈服强度过度下降，从而屈服强度达到585Mpa以下。
从比较例6的情况可知，Mn的含量值大于本发明中提及的Mn含量的上限值，从而因过度的可淬性导致未能生成下贝氏体组织，由此回火处理时残余奥氏体没有被充分地稳定化而粗大地生成，因此回火处理后-196℃温度下生成的残余奥氏体不足3％，冲击转变温度为-196℃以上。
从比较例7的情况可知，Si含量值大于本发明中提及的Si含量的上限值，从而会过度产生Si的奥氏体稳定化效果，由此回火处理时残余奥氏体没有被充分地稳定化而粗大地生成，因此回火后-196℃温度下生成的残余奥氏体不足3％，冲击转变温度为-196℃以上。
从比较例8和比较例9的情况可知，Mo和Cr的各含量值分别大于本发明中提及的Mo和Cr含量的上限值，从而由于过度的可淬性导致不生成下贝氏体组织，而且回火处理时残余奥氏体没有被充分地稳定化而粗大地生成，因此回火处理后-196℃温度下生成的残余奥氏体不足3％，冲击转变温度为-196℃以上。
从比较例10的情况可知，P和S的含量值大于本发明中提及的P和S含量的上限值，从而回火处理后由于晶界偏析及MnS夹杂物的生成虽然满足了其他所有微细组织的条件，但冲击转变温度仍为-196℃以上。
另外，从满足本发明提及的钢成分及制造条件的发明例1至发明例4的情况可知，双相区域热处理淬火后下贝氏体的分率为10％以上，上贝氏体的分率不足5％，回火处理后-196℃温度下的残余奥氏体分率为3％以上，利用EBSD方法测定的15度以上的高角度晶界的粒径为10μm(微米)以下，屈服强度为585MPa以上且冲击转变温度为-196℃以下。

Claims (9)

1.一种冲击韧性优秀的低温钢，包括：0.02～0.08重量％的碳(C)、6.0～7.5重量％的镍(Ni)、0.5～0.9重量％的锰(Mn)、0.03～0.15重量％的硅(Si)、0.02～0.3重量％的钼(Mo)、0.1～0.3重量％的铬(Cr)、50ppm以下的磷(P)、10ppm以下的硫(S)、余量铁以及其它不可避免的杂质，钢的1/4t区域的微细组织包括10～35面积％的回火贝氏体、3～15面积％的残余奥氏体以及余量回火马氏体，t为钢厚度，利用EBSD方法测定的15度以上的高角度晶界的粒径为10μm以下，以及其特征在于
在-196℃温度下的所述钢的残余奥氏体分率为3面积％以上。
2.如权利要求1所述的冲击韧性优秀的低温钢，其特征在于，
所述钢作为利用包括钢坯再加热-热轧后空冷-奥氏体单相区域热处理淬火-双相区域热处理淬火-回火后空冷的步骤的方法制成的低温钢，双相区域热处理淬火步骤后回火步骤前的钢的微细组织包括10面积％以上的下贝氏体、不足5面积％的上贝氏体及余量马氏体。
3.如权利要求2所述的冲击韧性优秀的低温钢，其特征在于，
所述下贝氏体的分率为10～30面积％。
4.如权利要求1所述的冲击韧性优秀的低温钢，其特征在于，
所述钢具有585MPa以上的屈服强度。
5.如权利要求1所述的冲击韧性优秀的低温钢，其特征在于，
所述钢具有-196℃以下的冲击转变温度。
6.如权利要求1所述的冲击韧性优秀的低温钢，其特征在于，
所述钢的厚度为5～50mm。
7.一种冲击韧性优秀的低温钢的制造方法，包括：以1200～1100℃的温度对钢坯进行再加热的步骤，该钢坯包括：0.02～0.08重量％的碳(C)、6.0～7.5重量％的镍(Ni)、0.5～0.9重量％的锰(Mn)、0.03～0.15重量％的硅(Si)、0.02～0.3重量％的钼(Mo)、0.1～0.3重量％的铬(Cr)、50ppm以下的磷(P)、10ppm以下的硫(S)、余量铁以及其它不可避免的杂质；
对如上所述再加热的钢坯进行热轧并获得钢之后对所述钢进行空冷的步骤；
以800～950℃的温度对所述钢进行再加热后进行水冷的奥氏体单相区域热处理淬火的步骤；
以680～710℃的铁素体和奥氏体的双相区域温度区间，对如上所述的奥氏体单相区域热处理淬火的钢进行再加热后，以10～40℃/秒的冷却速度进行水冷的双相区域热处理淬火的步骤；
以570～600℃的温度对经如上所述的双相区域热处理淬火的钢进行再加热，之后执行回火，再进行空冷的步骤，
所述双相区域热处理淬火步骤后且回火步骤前的钢的微细组织包括10～30面积％的下贝氏体、不足5面积％的上贝氏体以及余量马氏体。
8.如权利要求7所述的冲击韧性优秀的低温钢的制造方法，其特征在于，
所述回火进行1.9t+40～80分钟，t为钢厚度，t的单位是mm。
9.如权利要求7所述的冲击韧性优秀的低温钢的制造方法，其特征在于，
所述钢的厚度为5～50mm。
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