具有优良韧性和焊接性 的双相高强度钢板 本发明涉及高强度钢及其制造方法，该钢在作构件用途方面是有用的，而且被用作干线管的加工原料。更准确地说本发明涉及含铁素体和马氏体/贝氏体相的双相高强度钢的制造方法，在该钢中，整个板厚的显微组织和机械性能大致是均匀的，而且该板的特征在于其优越的韧性和焊接性。
包含相当软的相铁素体和相当硬的相马氏体/贝氏体的双相钢是通过在Ar3和Ar1转变点间的温度下退火、接着以范围为从空冷到水淬的冷却速度冷至室温而制成的。所选的退火温度取决于该钢的化学成份及铁素体和马氏体/贝氏体相间的所希望的体积关系。
低碳和低合金双相钢的开发已大量记载于文献中，而且一直是冶金界中广泛研究的课题；比如，有关于“Fundamentals of Dual PhaseSteels”和“Formable HSLA and Dual Phase Steels”的会议记录及专利US.4,067,756和5,061,325。但是，双相钢的应用一直在很大程度上集中于汽车工业，其中这种钢的独特的高地加工硬化特性被利用来改善汽车钢板在加工和冲压工序中的成形性。因此，一直将双相钢限于薄板，其厚度一般在2-3mm的范围内，而且小于10mm，其屈服强度和极限抗拉强度的范围分别为50-60Ksi和70-90Ksi。还有，马氏体/贝氏体相的体积一般占其显微组织的10-40％，其余为较软的铁素体相。
因此本发明的目的是利用双相钢的高的加工硬化能力使钢板在形成干线管的过程中，在经受1-3％的变形后达到≥100Ksi，更好是≥110Ksi的高屈服强度，而不是改善其成形性。因此，具有后文所述特征的双相钢板是作干线管的原料。
本发明的目的在于在板厚至少为10mm的板的整个厚度中形成大致均匀的显微组织。另一目的是使各构成相在显微组织中细等级地分布，从而将贝氏体/马氏体的体积百分比的有效界限扩展到约75或更高，从而形成以优良韧性为特征的高强度双相钢。本发明再一目的是提供具有优越的焊接性和抗热影响区(HAZ)软化能力的高强度双相钢。
按照本发明，钢的化学成份与轧制工艺的加热变形控制达到了平衡，从而得以制成这样一种高强度双相钢：经过1-3％变形后的屈服强度大于100Ksi，而且至少为110Ksi，它可用作干线管的加工原料，并且具有在铁素体基体中的，占显微组织40-80％，更好是50-80％(体积)的马氏体/贝氏体相，而该贝氏体在马氏体/贝氏体中占到约50％以下。
在一较佳实施方案中，该铁素体基体通过高密度位错即＞1010cm/cm3和V和Nb的碳化物或碳氮化物和Mo的碳化物、即(V，Nb)(C，N)和MO2C中的至少一种、而最好是其全部的细尺寸的析出物的分散而进一步被强化。V，Nb和Mo的碳化物或碳氮化物的非常细(直径≤50埃)的析出物是在铁素体相中通过相间析出反应形成的，该反应在低于Ar3的温度的奥氏体-铁素体转变过程中发生。这些析出物主要是V和Nb的碳化物，而这里指的是(V，Nb)(C，N)。因此通过保持此化学成份与轧制工艺的加热-变形控制间的平衡就可生产出厚度至少约15mm，更好是至少约20mm并具有超高强度的双相钢。
该钢的强度与马氏体/贝氏体相的存在有关，其中提高此相的体积则提高了强度。尽管如此，还必须保持强度和韧性(延展性)间的平衡，其中该韧性是由铁素体相提供的。比如，在存在至少约40％(体积)的马氏体/贝氏体相时，2％的变形后产生了至少约100Ksi的屈服强度，而当马氏体/贝氏体相至少为约60％(体积)时，屈服强度至少为约120Ksi。
这种优选的钢，即具有铁素体相中高密度位错和V和Nb析出物的钢是通过在Ar3和Ar1转变点间的温度下精轧压制并且急冷至室温而制成的。因此其工艺与用于汽车工业的双相钢不同，该钢通常厚10mm或更小，而且其屈服强度为50-60Ksi，在该铁素体相中必须无析出物以保证适宜的成形性。该析出物在铁素体和奥氏体间的移动的界面处不连续地形成。但是，该析出物仅在若存有适量的V或Nb或其二者，而且细心控制轧制和加热条件时才形成。因此V和Nb是该钢的化学成份中的关键元素。
图1展示了扫描电子显微镜的照片，它给出淬火合金A3的铁素体相(灰色)和马氏体/贝氏体相(亮区)。该图示出了按本发明生产的双相钢的最终产物。
图2展示了铁素体相中范围为小于约50A，更好是10-50A的Nb和V的碳氮化物析出物的透射电子显微镜照片。
图3a和3b展示了强相马氏体的显微组织细节的透射电子显微镜照片。图3a为明场图象，而图3b是与图3a相应的暗场图象。
图4展示出本发明(实线)生产的钢的横跨HAZ的硬度(维氏)数据(纵轴)的曲线，及市售X100干线管用钢(虚线)的类似的曲线。本发明的钢未显示HAZ强度明显下降，而X100钢出现了明显的约15％的HAZ强度(以维氏硬度为标志)下降。
本发明的钢具有高强度、优良的焊接性及低温韧性，而且它含(％重量)。
0.05-0.12C，较好是0.06-0.12，更好是0.07-0.09
0.01-0.5％Si
0.4-2.0％Mn，较好是1.0-2.0，更好是1.2-2.0
00.3-0.12％Nb，较好是0.05-0.1
0.05-0.15％V，
0.2-0.8％Mo
0.3-1.0％Cr，对于含氢环境它是较佳的，
0.015-0.03％Ti
0.01-0.03％Al
Pcm≤0.24
余量是Fe和伴随而来的杂质。
V和Nb浓度之和≥0.1％(重量)，而更好是V和Nb浓度各≥0.04％。将公知的杂质N、P、S减至最小，即使如下文将解释的那样，为产生抑制晶粒生长的TiN颗粒需要一些N时亦是如此。最好是，N浓度为约0.001-0.01％(重量)、S不大于0.01％(重量)，P不大于0.01％(重量)。按此化学成份，该钢是无B的，即，没有添加的B，而且B浓度≤5ppm，最好＜1ppm。
一般来说，本发明的材料是这样制成的，以通常的方式形成上述成份的钢坯；将其加热到足以基本上溶解全部，而更好是溶解全部Nb的碳氮化物和V的碳氮化物，而且最好是范围为1150-1250℃的温度。这样基本上所有的Nb、V和Mo都处于固溶态；在奥氏体重结晶的第一温度范围，以一或多个道次，在产生约30-70％的压缩比的第一次压制时热轧此钢坯；在奥氏体不重结晶但高于Ar3的第二个和稍低的温度范围中，于产生约40-70％压缩比的第二轧制压缩中以一或多个道次热轧此缩减了的钢坯；空冷到范围为Ar3-Ar1转变点的温度，在该范围内20-60％的奥氏体已转变成了铁素体。再以一或多个道次，以约15-25％的第三压缩比轧此进一步缩减了的钢坯；以至少25℃/秒，最好35℃/秒的速度水冷，至不大于400℃的温度，从而使此坯硬化，此时不再进一步转变为铁素体，而且，若需要，将此适用作干线管的原料的轧制的高强度钢板空冷至室温。结果，晶粒尺寸相当均匀，而且≤10μm，较好时≤5μm。
高强度钢需要具有各种性能，而这些性能是通过元素组合和机械处理而产生的。本发明中的各种合金元素的作用及对其浓度的适宜的限制说明于下：
无论显微组织如何，C在所有的钢和焊点中都使基体强化，而且还通过形成小的NbC和VC颗粒，若它们足够细小而且足够多，使基体沉淀强化。此外，在热轧时析出NbC起着阻碍重结晶及抑制晶粒生长的作用，从而提供了使奥氏体晶粒细化的手段。这改善了强度和低温韧性。C还加强淬透性，即在冷却此钢形成较硬和较强的显微组织的能力。若C含量小于0.01％，则将得不到这些强化效果。若C含量大于0.12％，则该钢对现场焊接冷裂敏感，而且使该钢板及其热影响区(HAZ)中的韧性在焊接时下降。
锰在钢和焊点中是基体强化剂，而且它还强烈地影响着淬透性。为达到必要的高强度需要最小量为0.4％的Mn。象C一样，当它过高时对钢板和焊点的韧性有害，还会在现场焊接时产生冷裂，故将其上限定为2.0％。此上限对于防止连铸干线管用钢中的严重的方形偏析也是必要的，此偏析是易于引起氢致破裂(HIC)的一个因素。
通常为了脱氧需要加Si，为此至少需要0.01％的Si。量较大时，Si对HZA韧性有负影响，当存有0.5％以上的Si时，此韧性下降到不可接受程度。
为促进该钢轧后的显微组织的晶粒细化而加Nb，这改善了强度和韧性。热轧时析出的NbC起着阻碍重结晶和抑制晶粒生长的作用，从而提供了一种使奥氏体晶粒细化的手段。回火时通过形成NbC析出物，它产生进一步的强化。然而，过多的Nb对焊接性和HAZ韧性是有害的，故将其最大值定为0.12％。
当少量加Ti时，它对于形成细的TiN颗粒是有效的，该颗粒使该钢中的轧制组织和HAZ中的晶粒尺寸细化。因此改善了韧性。Ti以这样的量被加入：使Ti/N比的范围在2.0-3.4之间。过量的Ti将因形成较粗的TiN或TiC颗粒而恶化该钢和焊点处的韧性。Ti含量低于0.002％则不足以使晶粒尺寸变细，而大于0.04％则使韧性变差。
加Al为的是脱氧。为此需要至少0.002％的Al。若Al含量过高，即大于0.05％，则有形成Al2O3类杂质的趋势，它对钢及其HAZ韧性是有害的。
加V为的是通过在回火时于该钢中及在焊后冷却时在其HAZ中形成细VC颗粒而产生沉淀强化。当处于固溶态时，V对改善钢的淬透性是强有力的。因此V对保持高强度钢中的HAZ强度是有效的。由于过量的V易引起现场焊接冷裂及使该钢及其HAZ的韧性变差，故其最大限度为0.15％。由于直径≤约50埃，更好是10-50埃的V的碳氮化物颗粒在相间析出，V还是共析铁素体的强力强化剂。
Mo在直接淬火时提高钢的淬透性，从而产生强的基体显微组织，而且它还在重加热时因形成Mo2C和NbMo颗粒而产生沉淀强化。过量的Mo易引起现场焊接冷裂，而且还恶化该钢及其HAZ的韧性，所以将其最大值定为0.8％。
Cr也在直接淬火时增加淬透性。它改善抗腐蚀和HIC的能力。特别是，在钢表面上形成富Cr2O3的氧化物膜，它对于防止氢的侵入是适宜的。象Mo一样，过量的Cr易引起现场焊接冷裂，而且还使该钢及其HAZ韧性变差，所以将Cr的最大值定为1.0％。
在炼钢过程中不能防止N进入和留在钢中。在此钢中，少量的N有助于形成细的TiN颗粒，它防止晶粒在热轧时生长，从而促进了该轧制钢及其HAZ中的晶粒细化。为提供TiN的必要的体积百分数，至少需要0.001％的N。但是过多的N使该钢及其HAZ的韧性变差，所以将其最大量限于0.01％N。
加热一变形处理的目的在这两方面：产生细的和展平的奥氏体晶粒及在该两相中引入高密度位错及切变带。
通过在高于和低于奥氏体重结晶温度、但总是高于Ar3的温度下进行强力轧制而达到此第一目的。高于此重结晶温度时的轧制持续地使奥氏体晶粒变细，而低于此重结晶温度的轧制则将奥氏体晶粒展平。因此低于奥氏体开始向铁素体转变的Ar3时的冷却导致了分得很细的奥氏体和铁素体混合物的形成，而且由于低于Arl的快速冷却则转变成分得很细的铁素体和马氏体/贝氏体的混合物。
通过在20-60％的奥氏体已转变成铁素体的Ar1和Ar3间的温度下进行展平奥氏体晶粒的第三次轧制压缩达到该第二目的。
在本发明中实施的热变形加工对于包含构成相的合乎要求的细分布是重要的。
确定奥氏体重结晶的范围和奥氏体不重结晶的范围之间界限的温度取决于轧前的加热温度、C浓度、Nb浓度和该轧制中各道次的压缩量。对于每种钢的成份，可很容易通过实验或模型计算确定此温度。
干线管用钢板按公知的U-O-E工艺形成，按此工艺先将该板制成U形，再形成O形，然后将此O形扩展1-3％。伴随此成形和扩张而来的加工硬化作用使该干线管产生了最高的强度。
下面的实施例用于说明本发明。
将500磅以下列化学成份表示的合金炉料真空感应熔炼、铸成锭、锻成4英寸厚的坯，于1240℃加热2小时，再按表2中的规程热轧。
表1
化学成份(重量％) C Mn Si Mo Cr Nb 0.074 1.58 0.13 0.30 0.34 0.086 V Ti Al S P N(ppm) Pcm 0.082 0.020 0.026 0.006 0.006 52 0.20
将该合金及热机械加工进行设计，以便与强的碳氮化物形成物尤其是Nb和V之间产生下列的平衡：
·约1/3的这些化合物在淬火之前在奥氏体中析出；这些析出物提供了抗重结晶的作用以及锁定奥氏体晶粒的作用，从而在奥氏体转变前使其成为细晶粒；
·约1/3的这些化合物在奥氏体向铁素体转变时，在整个亚稳定和临界区中析出；这些析出物有助于加强铁素体相；
·约1/3的这些化合物保持固溶态以便在HAZ中析出，及改善和消除在其它钢中所见的正常软化。
对100mm见方的原始锻坯的热机械轧制规程示于后面：
表2
起始厚度：100mm
重加热温度：1240℃
重加热时间：2小时道次 各道次后的厚度，mm 温度℃0 100 12401 85 11042 70 10823 57 1060----------------------------延迟(轧件卷边) (1)---4 47 8995 38 8666 32 8527 25 829---------------------------延迟(轧件卷边)-------------------------8 20 750-------------------------立即水淬至室温。(2)-------------------
(1)延迟相当于空冷，一般为约10℃/秒。
(2)自终轧温度开始的急冷速度应在20-100℃/秒而更好在30-40℃/秒的范围内，以便在厚度超过20mm的厚截面中产生合乎要求的双相显微组织。
成品厚20mm并具有45％的铁素体和55％的马氏体/贝氏体。
为改变铁素体及其它的奥氏体分解产物的量，进行从如表3中所列的各种终轧温度开始的急冷。该铁素体相包括先共析(或“残留的铁素体”)和共析(或“转变的”铁素体)，而且表示总的铁素体积百分比。当该钢从800℃急冷时，它处于100％的奥氏体区，这表明Ar3温度低于800℃。如从图1可知，当从约725℃急冷时，奥氏体转变了75％，这表明Ar1温度接近此温度，因此表明了约75℃时该合金的两相带。表3归纳了终轧、淬火、体积百分比及维氏显微硬度数据。
表3
双相显微组织及TMCP操作 合金 (1) 终轧温度 (℃)开始淬火温度 (℃) ％ 铁素体 ％马氏体/贝氏体 硬度 (HV) A1 800 800 0 100 260 A2 750 750 45 55 261 A3 750 740 60 40 261 A4 725 725 75 25 237
(1)成份已示于表1中。
因为具有高体积百分比的二次的，或马氏体/贝氏体相的钢的延展性和韧性通常很差，所以本发明的钢在保持充分的能以UOE法成形和扩张的延展性方面是令人瞩目的。通过将显微组织单元，如马氏体组的有效尺寸保持在10μm以下，保持在该小于1μm组中的各种特性而保留了延展性。图1的扫描电镜(SEM)显微照片展示了按条件A3处理的包含铁素体和马氏体的双相显微组织。在所有的双相钢中都观察到了在该钢板全厚度中显微组织的令人瞩目的均匀性。
图2展示了透射电子显微镜的显微照片，它揭示了A3钢的铁素体区中的相间析出物的非常细的分散。一般在靠近第二相的界面处看到共析铁素体，它均匀地分散在整个试样中，而且其体积百分比随该钢开始淬火的温度的降低而增加。
图3a和3b展示了透射电子显微镜的显微照片，它揭示了这些钢中的第二相的特性。看到了含有一些贝氏体的，占优势的板状马氏体显微组织。该马氏体为薄膜，即厚度小于约500A，而且如图3b的暗场图象所示，在板条边缘保留了马氏体，马氏体的这种组织保证了强而韧的二次相，该相不仅赋予此双相钢以强度并有助于使之产生良好的韧性。
表4示出了两个合金A试样的抗拉强度和延展性。
表4 编号 ％铁素体/ ％马氏体 (1) 取向 抗拉强度 (ksi) (2) 0.2％ 屈服强度 (ksi)2％变形后的 屈服强度 (ksi) ％ 总延伸率 A2 45/55 纵. 横. 117.7 120.1 96.3 87.2 110.5 112.2 23.3 19.2 A3 60/40 纵. 横. 116.3 118.7 79.0 81.4 110.0 112.4 25.2 21.1(1)包括少量贝氏体及残余奥氏体(2)ASTM规定E8
由于这些显微组织的优越的加工硬化特性，在制管时延伸2％后的屈服强度将达到至少100ksi，而更好是至少110ksi的最低要求的强度。
表5展示了对合金A4的纵向试样(L-T)进行-40和-76℃的夏氏V形缺口试件冲击韧性试验(ASTM规格E-23)。
表5 合金 ％铁素体/ ％马氏体 试验温度 (℃) 功(焦耳) A4 75/25 -40 -76 301 269
得自上表的冲击功的值表明了本发明的钢的优越的韧性。本发明的钢在-40℃时有至少100焦耳，更好是至少约120焦耳的韧性。
本发明的关键方面在于有良好焊接性的高强度钢，及一种有优良抗HAZ软化性能的钢。进行实验室的单焊缝试验，以便观察冷裂敏感性和HAZ软化。图4示出了本发明钢的数据的例子。这条曲线生动地说明了：与现有技术的钢，如市售X100干线管用钢相反，本发明双相钢未遭受任何明显的或可测的HAZ软化。相反，X100呈现了与基体金属相比的15％的变软。按本发明HAZ的强度至少是基体金属强度的约95％，更好是至少基体金属强度的约98％。这些强度是在范围为约1-5千焦耳/mm的焊接热输入时获得的。