專利名稱：韌性和焊接性良好的雙相鋼板的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及高強(qiáng)度鋼及其制造，該鋼在建筑物及干線用管(linepipe)的原料方面是有用的。本發(fā)明尤其是涉及雙相的，高強(qiáng)度鋼板的制造，該鋼板包含鐵素體和馬氏體/貝氏體相，其中的微觀組織及機(jī)械性能在該鋼板的整個厚度上是基本均勻的，而且該鋼板以良好的韌性及焊接性為特點。本發(fā)明尤其是涉及雙相、高強(qiáng)度鋼的制造方法，該鋼以其相容性和通用性而受到制造者的歡迎，而且可以實際可行的方式在此鋼中形成其微觀組織。
包含鐵素體，一種相對軟的相和馬氏體/貝氏體，一種相對強(qiáng)的相的雙相鋼是通過在Ar3和Ar1轉(zhuǎn)變點間的溫度退火，接著以范圍為空冷到水淬的速度冷到室溫而生產(chǎn)出來的。所選的退火溫度取決于鋼的化學(xué)成分及所期望的鐵素體和馬氏體/貝氏體之間的體積關(guān)系。
低碳和低合金雙相鋼的開發(fā)有大量文獻(xiàn)報導(dǎo)，而且一直是冶金界長期探索的主題，比如有關(guān)于“Fundamentals of Dual Phase Steel”及“Formable HSLA and Dual Phase Steels”的會刊、U.S專利4,067,756和5,061,325。但，雙相鋼的應(yīng)用一直主要集中在汽車工業(yè)，在其中，利用這種鋼的獨特的加工硬化特性來改善壓制和沖壓操作過程中的汽車鋼板的可成形性。結(jié)果，雙相鋼板一直被限于薄板，一般厚度范圍為2-3mm，而且小于10mm，并且其屈服強(qiáng)度和極限拉伸強(qiáng)度分別為50-60ksi和70-90ksi。還有馬氏體/貝氏體相的體積一般占該微觀組織的10-40％，其余為軟的鐵素體相。進(jìn)而，限制其廣泛應(yīng)用的一個因素是其對加工條件的很強(qiáng)的敏感性及其可變性，這經(jīng)常需要精確而嚴(yán)格的溫度和為保持其所需性能而作的其它的處理。除看到這些嚴(yán)格的加工條件之外，在現(xiàn)有工藝狀態(tài)下的這類鋼大部分還有性能上的驚人的和急劇的下降。由于這種敏感性，這種鋼實際上不能穩(wěn)定地生產(chǎn)，因此，世界上將其生產(chǎn)限于少數(shù)鋼廠。
所以，本發(fā)明的目的在于利用雙相鋼的高的加工硬化能力不僅來改善成形性，而且在干線用管形成期間對鋼板施以1-3％的變形后達(dá)到≥100ksi的屈服強(qiáng)度，優(yōu)選≥120ksi。因此，本文將述及的雙相鋼板是干線用管的原料。
本發(fā)明的目的在于在板厚至少10mm的板的整個厚度上產(chǎn)生基本均勻的微觀組織。另一目的在于在該微觀組織中產(chǎn)生精細(xì)程度構(gòu)成相的分布，從而貝氏體/馬氏體的有用的界面的體積百分比擴(kuò)展到約75％，而且更高，借此產(chǎn)生以優(yōu)良韌性為特點的高強(qiáng)度雙相鋼。本發(fā)明再一目的是提供一種有優(yōu)良可焊性和優(yōu)良熱影響區(qū)(HAZ)抗軟化性的高強(qiáng)度雙相鋼。
在常規(guī)的雙相鋼中，構(gòu)成相的體積份額對開始冷卻溫度的微小的變化是敏感的。
但按本發(fā)明，鋼的化學(xué)成分與軋制工藝的形變熱控制相平衡，借此得以制成高強(qiáng)度，即屈服強(qiáng)度大于100ksi，而且在1-3％的變形后至少為120ksi的雙相鋼，該鋼作為干線用管的原料是有用的，而且其微觀組織中，包括40-80％，較好是50-80％(體積)的存在于鐵素體基體相中的馬氏體/貝氏體相，該貝氏體相約小于馬氏體/貝氏體相的50％。
按照一優(yōu)選實施方案，該鐵素體基體由于高密度的位錯，即＞1010cm/cm3和至少一種，而更好是全部釩和鈮的碳化物或碳氮化物及鉬的碳化物，即(V，Nb)(C，N)和Mo2C的細(xì)尺寸的折出物的分散而進(jìn)一步加強(qiáng)。釩、鈮和鉬的碳化物或碳氧化物的很細(xì)(≤50直徑)的析出物通過相間析出反應(yīng)在鐵素體相中形成，該反應(yīng)在低于Ar3溫度的奧氏體鐵素體轉(zhuǎn)變過程中發(fā)生。該析出物主要是釩和鈮的碳化物而且指的是(V，Nb)(C，N)。因此，通過使化學(xué)性質(zhì)與軋制工藝的形變熱控制相平衡，就可生產(chǎn)出厚度至少為約15mm，而更好至少約20mm并具有超高強(qiáng)度的雙相鋼。
該鋼的強(qiáng)度與馬氏體/貝氏體相的存在有關(guān)，在增加相體積的場合下，導(dǎo)致強(qiáng)度提高。盡管如此，在由鐵素體相提供韌性的場合下，仍應(yīng)保持強(qiáng)度和韌性(延展性)間的平衡。比如，當(dāng)馬氏體/貝氏體相以至少約40％(體積)存在時，則2％變形后產(chǎn)生的屈服強(qiáng)度至少約為100ksi，而當(dāng)馬氏體/貝氏體相至少約為60％(體積)時，屈服強(qiáng)度至少約為120ksi。
較好的鋼，即有高密度的位錯及在鐵素體相中有釩和鈮的析出物的鋼是通過在高于Ar3轉(zhuǎn)變點的溫度下精軋壓縮，空冷到Ar3轉(zhuǎn)變點與約500之間，接著急冷到室溫而生產(chǎn)出來的。因此，該工藝過程與生產(chǎn)汽車工業(yè)用的雙相鋼的工藝不同，汽車工業(yè)用雙相板通常厚度為10mm或更小，屈服強(qiáng)度為50-60ksi，其中鐵素體相中必須無析出物，以保證足夠的可成形性。該析出物在鐵素體和奧氏體間的移動著的界面上間斷地形成。但若有足量的釩或鈮，或其二者在小心控制軋制和熱處理條件，才可形成此析出物。因此釩和鈮是該鋼化學(xué)成分的關(guān)鍵元素。


圖1展示了形成的鐵素體體積百分?jǐn)?shù)(縱座標(biāo))與開始急冷溫度℃(橫座標(biāo))的關(guān)系曲線，一般購得的鋼的曲線為虛線，本發(fā)明的鋼的曲線為實線。
圖2(a)和2(b)展示了以A1工藝條件得到的雙相微觀組織的掃描電鏡照片。圖2a為接近表面區(qū)的照片，而圖2b是中心(中間厚度)區(qū)域的照片。在此2圖中，灰色區(qū)是鐵素體相而較淺區(qū)是馬氏體相。
圖3展示了鐵素體相中直徑小于約50更好是約10-50范圍內(nèi)的鈮和釩的碳氮化物析出物的透射電鏡照片。暗區(qū)(左側(cè))是馬氏體相，而亮區(qū)(右側(cè))是鐵素體相。
圖4展示了按本發(fā)明生產(chǎn)的A1鋼的跨在HAZ上的硬度(維氏)數(shù)據(jù)(縱座標(biāo))的曲線(實線)及市售的X100干線用管鋼的類似曲線(虛線)。本發(fā)明的鋼在3千焦耳/mm熱輸入時在HAZ強(qiáng)度方面未顯示明顯下降，而X100鋼卻出現(xiàn)了HAZ強(qiáng)度方面約15％的明顯下降(以維氏硬度標(biāo)示)。
本發(fā)明的鋼現(xiàn)在就提供了高強(qiáng)度、優(yōu)良的焊接性和低溫韌性，該鋼包含(重量％)C，0.05-0.12％，較好為0.06-0.12，更好為0.08-0.11，Si，0.01-0.50％，Mn，0.40-2.0％，較好為1.2-2.0，更好為1.7-2.0，
Nb，0.03-0.12％，較好為0.05-0.1，V，0.05-0.15％，Mo，0.2-0.8％，Cr，0.3-1.0％，最好用于有氫環(huán)境，Ti，0.015-0.03％，Al，0.01-0.03％.
Pcm≤0.24，余量為Fe和不可避免的雜質(zhì)。
釩和鈮濃度之和≥0.1％(重量)，而更好是釩和鈮每一種的濃度都≥0.04％。公知污染物N、P、S被減至最少，即使需要一些下文將解釋的，用于產(chǎn)生抑制晶粒生長的氮化鈦的氮時也是如此。較好是，N濃度約為0.001-0.01％(重量)，S不大于0.01％(重量)、P不大于0.01％(重量)。在化學(xué)成分方面，該鋼是無硼的，即無添加的硼，而硼濃度為≤5ppm，更好是＜1ppm。
一般說來，本發(fā)明的材料是這樣制成的以常規(guī)方式形成成分如上的鋼坯；將此鋼坯加熱到足以溶解基本上全部，而更好是全部釩的碳氮化物和鈮的碳氮化物的溫度，最好是加熱到1150-1250℃的范圍內(nèi)。這樣全部的鈮、釩和鉬將處于固溶態(tài)，在奧氏體重結(jié)晶的溫度范圍內(nèi)，以一個或多個道次將該坯料熱軋，產(chǎn)生第一壓縮比，約30-70％，再在低于奧氏體重結(jié)晶溫度而高于Ar3轉(zhuǎn)變點的第二溫度范圍熱軋，產(chǎn)生第二壓縮比，約30-70％；空冷到Ar3轉(zhuǎn)變點和約500℃之間的溫度，而且其中20-60％的奧氏體已轉(zhuǎn)變成鐵素體；以至少25℃/秒，更好是35℃/秒的速度將此坯料水冷至不高于400℃的溫度，借此使之硬化，其中沒有進(jìn)一步的鐵素體轉(zhuǎn)變發(fā)生，而若愿意，將此軋過的，用作干線用管材料的高強(qiáng)度鋼板空冷到室溫。結(jié)果，晶粒尺寸相當(dāng)均勻，而且≤10微米，更好是≤5微米。
高強(qiáng)度鋼必然要有各種性能，而這些性能是通過元素和機(jī)械加工的結(jié)合而產(chǎn)生的。各種合金元素的作用及本發(fā)明對其濃度的最佳限度說明于下碳化所有鋼和焊點中使基體強(qiáng)化，而無論是什么微觀組織都如此，若它們足夠小而且多，則可通過形成NbC和VC顆粒，使基體產(chǎn)生沉淀強(qiáng)化。此外，在熱軋過程中，NbC的析出起到阻礙重結(jié)晶及抑制晶粒生長的作用，從而提供了使奧氏體晶粒再細(xì)化的手段。這就導(dǎo)致了強(qiáng)度和低溫韌性二者的改善。碳還促進(jìn)可硬性，即根據(jù)對鋼的冷卻形成較硬和較強(qiáng)的微觀組織的能力。若碳含量小于0.01％，則這些強(qiáng)化效果將得不到。若碳含量大于0.12％，則該鋼將對現(xiàn)場焊接時的冷裂敏感，而且在焊接時鋼板和熱影響區(qū)(HAZ)中韌性下降。
錳在鋼和焊接處中是基體增強(qiáng)劑，而且它還強(qiáng)烈地有助于可硬性。為達(dá)到必需的高強(qiáng)度需要最小量的0.4％的錳。象碳一樣，當(dāng)過高時它對鋼板和焊接處的韌性有害，而且在現(xiàn)場焊接時它還引起冷裂，所以采用上限為2.0％的Mn。這個限度對防止連鑄干線用管鋼中的強(qiáng)烈的中心線偏析也是必要的，該偏析是引起氫誘導(dǎo)的開裂(HIC)的一個因素。
硅一直是為脫氧而加于鋼中的，而且在這種作用方面至少需要0.01％。更大量的Si對HAZ韌性有有害的作用，當(dāng)Si以超過0.5％存在時，HAZ韌性被降低到不希望的程度。
鈮被加進(jìn)來促進(jìn)該鋼軋后微觀組織的晶粒再細(xì)化，這改善了強(qiáng)度和韌性。碳化鈮析出物在熱軋過程中起到阻礙重結(jié)晶及抑制品粒長大的作用，借此提供了使奧氏體晶粒再細(xì)化的手段。通過形成NbC析出物，它將在回火時提供附加的增強(qiáng)作用。但過多的鈮將有害于焊接性和HAZ韌性，所以采用最多為0.12％的鈮。
當(dāng)少量加鈦時，它對形成鋼的TiN顆粒是有效的，這使得該鋼的軋后組織和HAZ中的晶粒尺寸細(xì)化，因此，韌性得以改善。鈦以這樣的量加入即使Ti/N比在2.0-3.4的范圍中。過量的Ti將因形成較粗的TiN或TiC顆粒而惡化該鋼及焊接處的韌性，Ti含量低于0.002％則不能產(chǎn)生足夠細(xì)的晶粒尺寸，而超過0.04％則引起韌性的惡化。
為了脫氧而將鋁加于這些鋼中。為此至少需要0.002％的Al。若Al含量過高，即高于約0.05％，則有形成Al2O3夾雜物的傾向，這對該鋼及其HAZ的韌性是有害的。
通過在回火時在鋼中，和通過焊后冷卻在其HAZ中形成細(xì)的VC顆粒而產(chǎn)生沉淀強(qiáng)化所以加釩。當(dāng)在溶解態(tài)時，釩強(qiáng)有力地促進(jìn)該鋼的可硬性。因此釩對保持高強(qiáng)度鋼中的HAZ強(qiáng)度將是有效的。由于過量的釩有助于引起現(xiàn)場焊接時的冷裂而且還惡化該鋼及其HAZ的韌性，所以其上限為0.15％。借助直徑≤50，更好是10-50的碳氮化釩顆粒的相間析出，釩還是對共析鐵素體的強(qiáng)的增強(qiáng)劑。
鉬在直接淬火時提高鋼的可硬性，從而產(chǎn)生強(qiáng)的基體微觀組織，而且它還在重加熱時通過形成Mo2C和NbMo顆粒產(chǎn)生沉淀強(qiáng)化。過量的鉬有助于引起現(xiàn)場焊接時的冷裂，而且還惡化該鋼及其HAZ的韌性，所以規(guī)定0.8％的最大值。
鉻也在直接淬火時提高可硬性。它改善耐蝕和抗HIC性能。尤其是為通過在鋼的表面上形成富含Cr2O3的氧化物膜以防止氫的侵入，它是優(yōu)選的。與鉬一樣，過量的鉻有助于現(xiàn)場焊接時引起冷裂，而且還惡化該鋼及其HAZ的韌性，所以采用最多1.0％的Cr。
在煉鋼時無法防止氮進(jìn)入和停留于鋼中。在此鋼中，少量氮對形成細(xì)的TiN顆粒是有益的，這種顆粒防止晶粒在熱軋時長大，借此促進(jìn)該軋過的鋼及其HAZ中的晶粒細(xì)化。為提供必要的TiN體積份額，至少需0.001％的N。但過多的N惡化該鋼及其HZ2的韌性，所以采用0.01％的最大N量。
形變熱加工的目的是雙重的產(chǎn)生細(xì)的，扁平的奧氏體晶粒及引起在該兩相中高密度的位錯及剪切帶。
通過在高于和低于奧氏體重結(jié)晶溫度，但總是高于Ar3的溫度下的大力軋制滿足了第一目的。高于此重結(jié)晶溫度的軋制連續(xù)使奧氏體晶粒變細(xì)，而低于此重結(jié)晶溫度的軋制則使奧氏體晶粒變得扁平。因此，冷卻到低于Ar3(奧氏體開始向鐵素體轉(zhuǎn)變)導(dǎo)致奧氏體和鐵素體的細(xì)分散的混合物形成，而快速冷卻到低于Ar1則得到細(xì)分散的鐵素體和馬氏體/貝氏體混合物。
通過在Ar1和Ar3間的溫度下的扁平奧氏體的第三次軋制壓縮，其中20-60％的此奧氏體已轉(zhuǎn)變成鐵素體，從而滿足了此第二目的。
按本發(fā)明實施的形變熱加工對于導(dǎo)致連續(xù)相的所希望的細(xì)分布是重要的。
確定奧氏體重結(jié)晶和奧氏體不重結(jié)晶的范圍間的界限的溫度取決于軋前加熱溫度、碳濃度、鈮濃度和各軋制道次中的壓縮量。通過實驗或模型計算都很容易確定每種鋼的這一溫度。
干線用管用板材通過公知的U-O-E法形成，按該法將板材作成U形，再形成O形，然后將此O形擴(kuò)張1-3％。
伴隨有加工硬化效應(yīng)的成形和擴(kuò)張導(dǎo)致了該干線用管的最高強(qiáng)度。
下列實施例說明本文所述的發(fā)明。
將500磅的，有以下化學(xué)成分的爐料進(jìn)行真空感應(yīng)熔煉，鑄成錠，鍛成4英寸厚的扁坯，于1240℃加熱2小時然后按表2中的程序熱軋。
表1化學(xué)成分(重量％)C Mn Si Mo Cr Nb0.090 1.840.120.40 0.61 0.083V Ti Al S P N(ppm) Pcm0.081 0.023 0.025 0.004 0.005 40 0.24設(shè)計爐料和形變熱加工，以便就強(qiáng)的碳氮化物形成體，尤其是鈮和釩的碳氮化物而言，達(dá)到如下平衡·在淬火之前，約1/3的這些化合物在奧氏體中析出，這些析出物起到阻止再結(jié)晶發(fā)生和釘扎奧氏體晶粒的作用，導(dǎo)致在奧氏體發(fā)生轉(zhuǎn)變之前，均能保持細(xì)的晶粒狀態(tài)。
在奧氏體到鐵素體轉(zhuǎn)變過程中，約1/3的這些化合物析出在晶間或亞臨界區(qū)域，這些析出物起到增強(qiáng)鐵素體相的作用。
約1/3的這些化合物仍處于固溶狀態(tài)，以便在HAZ中析出，并改善和避免在其它鋼中見到的軟化現(xiàn)象。
對100mm見方的起始鍛壓扁坯按如下形變熱軋制程序進(jìn)行熱軋表2開始厚度100mm重加熱溫度1240重加熱時間2小時道次各道次后的厚度mm溫度℃0100 1240185 1104270 1082357 1060-----延遲(軋制件卷邊)(1)-----447 899538 866632 852725 829-----延遲(軋制件卷邊)-----820 750(1)延遲相當(dāng)于空冷，一般約為1℃/秒。
為改變鐵素體及其它的奧氏體分解產(chǎn)物的量，從如表3所述的各種精軋溫度進(jìn)行淬火。
表3精軋和冷卻參數(shù)工藝代號精軋溫度精軋后的開始淬火溫％鐵素體％馬氏體℃ 厚度mm 度℃A183025560*5050A280025600*3565A380025600*5050*精軋后于室溫空冷到這些溫度。
該鐵素體相包括先共析的(或“殘余的”鐵素體)和共析的(或“轉(zhuǎn)變的”鐵素體)，而且表示總的鐵素體的體積份額。
定量金相分析被用來探索作為精軋溫度的函數(shù)的已轉(zhuǎn)變的奧氏體量，以此進(jìn)行淬火，并且這一數(shù)據(jù)已標(biāo)繪于圖1中的曲線上及歸納于表3中。
自精軋溫度進(jìn)行的急冷速度應(yīng)在20-100℃/秒，更好是在30-40℃/秒的范圍內(nèi)，以便在厚度超過20mm的厚截面中產(chǎn)生所需的雙相微觀組織。
如從圖1所見，發(fā)現(xiàn)了當(dāng)淬火開始溫度從660℃降至560℃時，無論在哪里，奧氏體轉(zhuǎn)變總在35-50％之間。還有，當(dāng)淬火開始溫度更低，該鋼無任何進(jìn)一步的轉(zhuǎn)變，即總是停在約50％。
因為有高的體積百分比的第二相，或馬氏體/貝氏體相的鋼通常以很差的延展性和韌性為特點，所以本發(fā)明的鋼在保持足夠的延展性，以便能按UOE工藝進(jìn)行成形的擴(kuò)張方面是令人矚目的。通過將微觀組織單元如馬氏體晶粒束的有效尺寸維持在10微米以下及維持這種晶粒束中的每個晶粒小于1微米而保持延展性。圖2，掃描電鏡(SEM)顯微照片展示了加工條件A1的，含鐵素體和馬氏體的雙相微觀組織。在所有的雙相鋼中都觀察到整個板厚的微觀組織的均勻性。
圖3展示透射電鏡顯微照片，它示出了A1鋼中的鐵素體區(qū)中的非常精細(xì)分散的相間析出物。通常在靠近界面的第二相處看到共析鐵素體，它均勻地分布在整個試樣中，而且其體積份額隨該鋼開始淬火的溫度降低而增加。
本發(fā)明的主要發(fā)現(xiàn)在于發(fā)現(xiàn)了奧氏體相在50％轉(zhuǎn)變后對進(jìn)一步轉(zhuǎn)變是極穩(wěn)定的。這歸因于奧氏體穩(wěn)定化機(jī)理和奧氏體時效效應(yīng)的結(jié)合。
(a)奧氏體穩(wěn)定化在本發(fā)明鋼中起作用的穩(wěn)定化機(jī)理至少有三種，這有助于解釋抑制其進(jìn)一步向鐵素體轉(zhuǎn)變(1)熱穩(wěn)定化在奧氏體轉(zhuǎn)變過程中將碳從已轉(zhuǎn)變的鐵素體相分配到未轉(zhuǎn)變的奧氏體相的強(qiáng)的動力導(dǎo)致一些效應(yīng)，這一般都?xì)w為熱穩(wěn)定化。這種機(jī)理可導(dǎo)致C在奧氏體中的一般的富集，而特別是在奧氏體/鐵素體界面出現(xiàn)C濃度峰值，這就阻礙了進(jìn)一步的局部轉(zhuǎn)變。進(jìn)而，C還以一種加強(qiáng)的方式偏析，從而導(dǎo)致在轉(zhuǎn)變前端的位錯，這就阻礙了這種前端并使轉(zhuǎn)變在原地固定。
(2)濃度峰值C和其它的強(qiáng)奧氏體穩(wěn)定劑，如Mn在奧氏體轉(zhuǎn)變過程中被驅(qū)使到保留的奧氏體中。但由于緩慢的擴(kuò)散和缺少足夠的時間，所以這種分配的明顯的均勻化并未出現(xiàn)，結(jié)果導(dǎo)致了在奧氏體轉(zhuǎn)變前端的C和Mn的濃度峰值。這局部地增強(qiáng)了該鋼的可硬性，從而導(dǎo)致了穩(wěn)定化。在轉(zhuǎn)變區(qū)中普遍的缺少將通過消除均勻化的可能性而有助于這種過程。
(3)化學(xué)穩(wěn)定化由于該鋼中有大量的Mn和存在Mn帶，所以保持未轉(zhuǎn)變的奧氏體區(qū)也是一種有較高M(jìn)n的區(qū)，借此增強(qiáng)了該區(qū)的可硬性，使之比整個合金的可硬性高得多。就所用的冷卻速度和形變熱加工而言，這可導(dǎo)致奧氏體向鐵素體轉(zhuǎn)變的穩(wěn)定性。
(b)奧氏體時效這被認(rèn)為是本發(fā)明鋼中的主要因素。如果象用本發(fā)明的鋼的情況那樣，奧氏體相有高量的，以過飽和態(tài)溶于固溶體中的Nb和V，而且若此奧氏體的轉(zhuǎn)變溫度足夠低，那么此過量的Nb和V可導(dǎo)致細(xì)析出/先析出現(xiàn)象。此先析出可包括一般奧氏體中和的，特別是，在轉(zhuǎn)變處的位錯氣團(tuán)，這能阻礙此轉(zhuǎn)變前端，使奧氏體進(jìn)一步轉(zhuǎn)變穩(wěn)定化。
表4示出了按A1，A2和A3處理的合金的室溫拉伸數(shù)據(jù)。
表4工藝％鐵素體/方向拉伸強(qiáng)度0.2％屈服2％變形后的％總延代號 ％馬氏體(1)(ksi)(2) 強(qiáng)度(ksi)屈服強(qiáng)度(ksi)伸率A1 50/50橫139 11013015A2 35/65縱142 86 13220橫141 91 13215A3 50/50縱140 86 13120橫136 84 13016(1)包括少量貝氏體和殘余奧氏體(2)ASTM規(guī)定E8形成管時的2％延伸后的屈服強(qiáng)度將滿足至少100ksi，更好是至少130ksi的最小所需強(qiáng)度，這是因為這些微觀組織的優(yōu)越的加工硬化特性的緣故。
表5展示了于-40℃在按A1和A2條件處理的合金的縱向(L-T)和橫向(T)試樣上完成的Chapy-V-Notch沖擊韌性(ASTM規(guī)定E-23)。
表5工藝代號 方向 沖擊功(焦耳)A1 L-T145T 50A2 L-T148T 50記錄在上表中的沖擊功表明了本發(fā)明鋼的優(yōu)越的韌性。
本發(fā)明的關(guān)鍵方面在于一種有良好可焊性的高強(qiáng)度鋼，而且它是一種有優(yōu)良抗HAZ軟化的鋼。進(jìn)行實驗室單焊縫試驗，以便觀察冷裂敏感性及HAZ軟化。圖4代表本發(fā)明鋼數(shù)據(jù)的例子。此曲線生動地說明了，與現(xiàn)有技術(shù)的鋼，如市售的X100干線用管鋼相反，本發(fā)明的雙相鋼在HAZ中沒有明顯的和可測出的軟化，而X100，與基體金屬相比，則示出了15％的軟化。遵循本發(fā)明，HAZ的強(qiáng)度至少為基體金屬強(qiáng)度的95％，而更好是98％。當(dāng)焊接熱輸入范圍為1-5千焦耳/mm時得到此強(qiáng)度。
權(quán)利要求
1.制造含鐵素體和馬氏體/貝氏體，而且1-3％變形后屈服強(qiáng)度至少為100ksi的雙相鋼的方法，其包括(a)將鋼坯加熱到足以使全部釩的碳氮化物和鈮的碳氮化物基本溶解的溫度；(b)在奧氏體重結(jié)晶的溫度范圍內(nèi)，以一個或多個道次將該坯料軋到第一壓縮比，從而形成板；(c)以一個或多個道次將該板在低于奧氏體重結(jié)晶溫度而高于Ar3轉(zhuǎn)變溫度范圍軋到第二壓縮比；(d)將此進(jìn)一步壓縮的板冷到Ar3轉(zhuǎn)變點和約500℃間的溫度；(e)將此精軋板水冷到≤400℃的溫度。
2.權(quán)利要求1的方法，其中步驟(a)的溫度約為1150-1250℃。
3.權(quán)利要求1的方法，其中該第一軋制壓縮比約為30-70％，該第二軋制壓縮比約為30-70％。
4.權(quán)利要求1的方法，其中步驟(d)的冷卻為空冷。
5.權(quán)利要求1的方法，其中步驟(d)的冷卻進(jìn)行到該鋼的20-60％(體積)轉(zhuǎn)變成鐵素體相為止。
6.權(quán)利要求1的方法，其中步驟(e)的冷卻以至少25℃/秒的速度進(jìn)行。
7.權(quán)利要求1的方法，其中將此板形成環(huán)狀或干線用管材料。
8.權(quán)利要求7的方法，其中將此環(huán)狀或干線用管材料擴(kuò)張1-3％。
9.權(quán)利要求1的方法，其中該鋼的化學(xué)成分(重量％)為0.05-0.12C0.01-0.50Si0.40-2.0Mn0.03-0.12Nb0.05-0.15V0.2-0.8Mo0 015-0.03Ti0.01-0.03AlPcm≤0.24余量為Fe。
10.權(quán)利要求9的方法，其中釩和鈮濃度之和≥0.1％(重量)。
11.權(quán)利要求10的方法，其中釩和鈮的濃度各自均≥0.04％。
12.權(quán)利要求9的方法，其中該鋼含0.3-1.0的Cr。
全文摘要
一種包含鐵素體和馬氏體/貝氏體相，該鐵素體相主要含有釩和鈮的碳化物或碳氮化物析出物的高強(qiáng)度鋼組合物是通過在高于奧氏體重結(jié)晶溫度下的第一次軋制，低于奧氏體重結(jié)晶溫度的第二次軋制；在Ar
文檔編號C21D8/12GK1143393SQ95191983
公開日1997年2月19日 申請日期1995年12月1日 優(yōu)先權(quán)日1994年12月6日
發(fā)明者J·考, M·J·魯唐 申請人:?？松芯抗こ坦?br>