具有优良韧性和焊接性的双相高强度钢板制造技术

通过首先在高于奥氏体重结晶的温度进行轧制；在低于奥氏体重结晶的温度进行第二轧制；在Ａｒ３和Ａｒ１转变点间进行第三轧制，然后水冷至约４００℃以下而制成含铁素体和马氏体／贝氏体相的高强度钢制品，而该铁素体相主要具有Ｖ和Ｎｂ的碳化物或碳氮化物析出物。（*该技术在2015年保护过期，可自由使用*）

【技术实现步骤摘要】

本专利技术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。更准确地说本专利技术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的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。因此本专利技术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。本专利技术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。本专利技术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。按照本专利技术，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。附图说明图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)。该图示出了按本专利技术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展示出本专利技术(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。本专利技术的钢未显示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。本专利技术的钢具有高强度、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0.07-0.090.01-0.5％Si0.4-2.0％Mn，较好是1.0-2.0，更好是1.2-2.000.3-0.12％Nb，较好是0.05-0.10.05-0.15％V，0.2-0.8％Mo0.3-1.0％Cr，对于含氢环境它是较佳的，0.015-0.03％Ti0.01-0.03％AlPcm≤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，本专利技术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。本专利技术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。本文档来自技高网...

【技术保护点】
变形１－３％后具有至少约１１０ｋｓｉ的屈服强度并包含铁素体相和约４０－８０％（体积）的其中的贝氏体不超过５０％（体积）的马氏体／贝氏体相的双相钢组合物，该铁素体相含直径≤５０埃钒、铌或钼的碳化物或碳氮化物的析出物或其混合物。

【技术特征摘要】
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【专利技术属性】
技术研发人员：J库，RR海姆拉加尼，
申请(专利权)人：埃克森研究工程公司，
类型：发明
国别省市：US[美国]