CN101331019A - 具有低屈服比、高韧性和优异可焊性的高强度双相钢 - Google Patents

具有低屈服比、高韧性和优异可焊性的高强度双相钢 Download PDF

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Abstract

提供了具有软和硬相复合显微组织的双相高强度钢，所述复合显微组织可提供低的屈服比、高的应变能力、优异可焊性及高韧性。该双相钢包括约10体积％至约60体积％的主要由细晶粒铁素体构成的第一相或组分。该第一相具有平均晶粒尺寸约5微米或更小的铁素体。所述双相钢还包括约40体积％至约90体积％的第二相或组分，所述第二相或组分包括细晶粒马氏体、细晶粒下贝氏体、细晶粒粒状贝氏体、细晶粒退化上贝氏体或它们的任何混合物。还提供了其制备方法。

Description

具有低屈服比、高韧性和优异可焊性的高强度双相钢
相关申请的交叉参考
本申请要求于2005年10月24提交的美国临时申请60/729,577的权益。
发明背景
发明领域
本发明的实施方案一般涉及高强度、双相钢及其制备方法。
相关技术描述
天然气正成为日益重要的能源。世界上的主要天然气田通常远离主要市场，一些远离数千英里。改善长距离天然气输送经济性在于决定能否经济地开发特别偏远的天然气田具有重要作用。较高强度的管线管是改善油气输送经济性的关键。在构建长距离管线中使用较高强度管线管的显著优势包括通过提高内压而导致的输送效率、通过减少管壁厚度而导致的材料成本节省及相伴随的在薄壁管现场焊接过程中的节省。与输送较轻管线管相关的降低的输送成本能提供其它的节省。
目前，商用的最高屈服强度管线管显示出约550MPa的最小屈服强度(80Ksi，命名为API级X80)。最近已经开发出更高强度的管线管等级例如API X100(100Ksi屈服强度)和X120。如在美国专利6,248,191；6,224,689；6,288,183；和6,264,760中所公开的，已经发现能够生产屈服强度大于827MPa(120Ksi)且极限抗拉强度大于约900MPa(130Ksi)的高强度钢作为管线管的前体。这些专利还公开了主要具有细晶粒下贝氏体、细晶粒板条马氏体或其混合的钢显微组织以及产生这些显微组织的热机械受控轧制工艺(TMCP)。尽管这些显微组织提供高强度，并因而提供用于应力基管线设计的高性能，但这些显微组织对于应变基管线设计并不是最佳的，因为在前体钢板中具有高的屈服强度与抗拉强度的比率及有限的加工硬化潜能。
某些管线需要应变基的设计原理，因为管线在使用中将经历大的应变。例如可能在地震活跃区域和/或经受严寒冻胀和融化沉降循环的北极区域发生高的施加应变。在这些区域，管线可发生大的应变，因此管线管中需要高的应变能力。在前体钢板中低的屈服强度与抗拉强度的比率及高度均匀的伸长率表明钢板及由此板材制备的管线管中高的加工硬化或应***化能力和高的应变能力。
图1显示了与特征在于主要为板条马氏体/贝氏体显微组织(即，“现有技术钢”)的说明性钢材的应力应变曲线110进行比较的根据所述实施方案的说明性前体钢板的示意性应力应变曲线100。随着应力增加，应力-应变曲线偏离线性的位置表明屈服或在钢中发生永久或塑性变形。在该偏离开始前钢能承受的最大应力可定义为屈服强度。另一方面，抗拉强度或极限抗拉强度是钢承受的最大应力，包括永久或塑性变形制度。在该应力或抗拉强度最大点的应变或伸长率被称为均匀伸长率120。应***化或加工硬化特性限定了屈服强度和抗拉强度间的应力-应变曲线。可以看出：现有技术的钢材和本发明的双相钢提供相似的抗拉强度，但提供显著不同的屈服强度和应***化响应。现有技术的钢快速应***化，并且在较低应变下达到它们的抗拉强度，这导致较低的均匀伸长率。另一方面，基于软和硬相复合显微组织的本发明的双相钢提供较低的屈服强度和逐渐的应***化及高的应变能力，如以这些钢中的较高均匀伸长率130示意性描述的。
因此需要具有低屈服强度与抗拉强度之比、基本均匀的显微组织、优异加工硬化能力和优异可焊性的高强度钢。还需要低成本制备具有优异低温韧性和优异应变能力以适于应变基设计的管线管的方法。
发明概述
提供了具有软和硬相复合显微组织的双相高强度钢及其制备方法，该双相高强度钢具有低的屈服比、高的应变能力、优异可焊性及高韧性。例如，提供了一种高强度双相钢，其具有约900MPa或更高的抗拉强度、在纵向方向上约0.85或更小的低屈服比以及在横向方向上-40℃下超过约120J或更大的夏比V形缺口韧性。在至少一个具体实施方案中，该双相钢包含：
约0.03重量％至约0.12重量％量的碳；
约0.1重量％至少于1.0重量％量的镍；
约0.005重量％至约0.05重量％量的铌；
约0.005重量％至约0.03重量％量的钛；
约0.1重量％至约0.6重量％量的钼；
约0.5重量％至约2.5重量％量的锰；
在其它实施方案中，所述钢包含下面的可选元素：
至多约0.1重量％钒；
至多约0.010重量％氮；
至多约0.002重量％硼；
至多约0.006重量％镁；
至多约1.0重量％铬；
至多约0.5重量％硅；
至多约1.0重量％铜；
至多约0.06重量％铝；
至多约0.015重量％磷；及
至多约0.004重量％硫。
该双相钢还可以包括主要由细晶粒铁素体构成的第一相或组分。该钢可以包括约10体积％至约60体积％的第一相，并且该第一相包括平均晶粒尺寸约5微米或更小的铁素体。该双相钢还包括第二相或组分，所述第二相或组分包括细晶粒马氏体、细晶粒下贝氏体、细晶粒粒状贝氏体、细颗粒退化上贝氏体或其任何混合物，其中所述钢包含约40体积％至约90体积％的第二组分。
还提供了具有约900MPa或更高抗拉强度、在纵向方向具有约0.85或更小的低屈服比以及在横向方向上-40℃下具有超过约120J或更大夏比V形缺口韧性的钢板的制备方法。在至少一个具体实施方案中，该方法包括加热钢板坯到约1000℃至约1250℃的再次加热温度以提供主要由奥氏体相构成的钢板坯。在足以使奥氏体相再结晶的第一温度下以一个或多个热轧道次(pass)压缩(reduce)钢板坯以形成钢板。在低于第一温度、即奥氏体不发生再结晶的温度并且高于Ar3转变温度的第二温度范围内以一个或多个热轧道次压缩该钢板。在周围空气中将钢板冷却到高于约500℃的温度，然后以至少10℃/秒(18°F/秒)的冷却速率淬火到预先选择的淬火停止温度。
还提供了一种具有约900MPa或更高抗拉强度、在纵向方向上具有约0.85或更小的低屈服比，并且在横向方向上在-40℃下具有超过约120J或更大的夏比V形缺口韧性的钢板，该钢板包含约10体积％至约60体积％的主要由细晶粒铁素体构成的第一相/组分，约40体积％至约90体积％的第二相/组分，所述第二相/组分包括细晶粒马氏体、细晶粒下贝氏体、细晶粒粒状贝氏体、细晶粒退化上贝氏体或其任何混合物。可以通过下面的方法生产该钢板：加热钢板坯到约1000℃至约1250℃的再次加热温度以提供主要由奥氏体相构成的钢板坯。在足以使奥氏体相再结晶的第一温度下以一个或多个热轧道次压缩该钢板坯以形成钢板。在低于第一温度(奥氏体不发生再结晶的温度)且高于Ar3转变温度的第二温度范围内以一个或多个热轧道次压缩该钢板。进一步在约Ar3转变温度和约Ar1转变温度之间的第三温度范围内以一个或多个热轧道次压缩该钢板。然后将钢板以至少10℃/秒(18°F/秒)的冷却速率淬火到预先选择的淬火停止温度。
附图简述
通过参考实施方案(其中一些在附图中示出)对上面简要概述的本发明进行更为具体的描述，可以详细理解本发明的上述特征。然而值得注意的是，附图仅说明本发明的典型实施方案，因此不应认为限制本发明的范围，因为本发明可容许其它同等有效的实施方案。
图1是示意性的应力-应变曲线，说明了所述双相钢与主要为贝氏体/马氏体的钢相比优异的应***化和应变能力。
图2是一组示意图，显示了在缓慢冷却(例如空气冷却)过程中跨临界(intercritical)区域在奥氏体扁饼(pancake)中形成铁素体畴域(domain)，以及在随后加速冷却到室温过程中形成铁素体-板条马氏体/DUB/LB的双相显微组织。
图3A和3B显示了揭示根据所述实施方案处理的钢中说明性复合显微组织的图像。图3(A)是显示根据所述实施方案产生的含铁素体相和第二相的说明性双相显微组织细分散的SEM显微照片。图3B是显示图3A中所示铁素体相的细铁素体畴域尺寸(～1微米)的TEM显微照片。
优选实施方案详述
现在提供详细描述。每一个附加权利要求限定一项独立的发明，出于侵权目的，认为其包括权利要求中规定的各种要素或限定的等价形式。根据上下文，下面提到的“本发明”在一些情况下可仅指特定的具体实施方案。在其它情况下，认为“本发明”将指在一个或多个权利要求(而不一定是全部权利要求)中提及的主题。下面将更为详细的描述本发明，包括具体实施方案、方式及实施例，但本发明并不局限于这些实施方案、方式或实施例，将它们包括在内以便当本专利中的信息与现有信息和技术结合时，本领域具有普通技能的人员能够做出和使用本发明。
提供了具有低屈服/抗拉比、高的均匀伸长率以及高加工硬化系数的高强度双相钢及其制备方法。所述钢具有高的应变能力和良好的可成形性。该钢适于例如管线管、海上结构、油气生产设施及压力容器。
显微组织
在一个或多个实施方案中，所述钢具有包括约10体积％至约60体积％的较软细晶粒铁素体相或组分(“第一相”)和约40体积％至约90体积％的较硬相或组分(“第二相”)的显微组织，所述第二相或组分可以包括下面一种或多种相或组分：细晶粒马氏体、细晶粒下贝氏体、细晶粒退化上贝氏体、细晶粒粒状贝氏体和它们的混合物。
如在此使用的，术语“细晶粒”意指每一显微组织组分或畴域内的晶粒，其具有约10微米或更小的平均晶粒尺寸，例如约5微米或更小、约4微米或更小、约3微米或更小及约2微米或更小。
Ar1转变温度意指在冷却过程中奥氏体至铁素体或至铁素体加渗碳体的转变完成时的温度。
Ar3转变温度意指在冷却过程中奥氏体开始转变为铁素体的温度。
冷却速率意指板厚度中间或基本上中间处的冷却速率。
变形铁素体(DF)意指在临界暴露期间由奥氏体分解形成并且在其形成后由于热轧而发生变形的铁素体；
双相意指至少两相。
细粒状贝氏体(FGB)是包含约60体积％至约95体积％贝氏体铁素体和高达约5体积％至约40体积％的板条马氏体和残余奥氏体混合物分散颗粒的集合体。
晶粒是多晶材料中的单个晶体。
晶界意指对应于从一个晶体取向到另一个的转变的金属中的窄区域，从而将晶粒相互分开。
原始奥氏体晶粒尺寸意指在奥氏体不发生再结晶的温度范围内进行轧制之前热轧钢板中的平均奥氏体晶粒尺寸。
淬火意指通过任何方式进行的加速冷却，其中利用选定的流体以提高钢的冷却速率，与空气冷却相对。
淬火停止温度(QST)是在停止淬火后，由于从板中间厚度传递的热量，在板表面上所达到的最高或基本上最高的温度。
板坯是具有任何尺寸的钢片。
Tnr温度是在低于其时奥氏体不发生再结晶的温度。
横向方向意指在轧制平面内但垂直于板轧制方向的方向。
钢组成
在一个或多个实施方案中，所述钢包括铁和一种或多种各种合金化元素。优选地，配置所述钢以具有超过约900MPa的抗拉强度；屈服强度与抗拉强度(YTS)之比或屈服比(YR)为约0.90、优选低于约0.85，更加优选低于约0.8；和在-40℃下的夏比V形缺口测试中超过约120J的高韧性，优选在-40℃下的夏比V形缺口测试中超过约150J。合适的合金化元素可以包括但不局限于例如碳、锰、硅、铌、钛、铝、钼、铬、镍、铜、钒、硼、氮和它们的组合。下面更详细地描述特定的合金化元素和优选的范围。
例如，碳是钢中最为有效力的强化元素之一。碳与钢中的强碳化物形成剂例如Ti、铌和V结合以提供晶粒生长抑制作用并提供析出强化。碳还提高淬硬性，即在冷却过程中在钢中形成更硬和强度更大的显微组织的能力，例如板条马氏体、下贝氏体和退化上贝氏体等。如果碳含量低于约0.03重量％，则通常不足以在低合金钢中产生必要的强化，即钢中大于约750MPa(～110Ksi)抗拉强度的强度。如果碳含量大于约0.12重量％，则在焊接时所述钢易于冷裂，并且钢板及焊接时的HAZ中的韧性降低。优选碳含量为约0.03重量％至约0.12重量％以便在板、HAZ中产生高强度和韧性的期望组合，并且在焊接过程中避免冷裂。
在上述或本文别处的一个或多个实施方案中，所述钢可以包括锰(Mn)。锰在钢中可以是基体强化剂，且更重要的是可有助于淬硬性。锰是便宜的合金化添加物用以阻止在厚截面板中特别是这些板的中间厚度位置处形成过量的铁素体，过量的铁素体可导致板强度的降低。优选0.5重量％的锰最小量以便在厚度超过12mm的板中获得所需的高强度，且1.0重量％的最小值更加优选。通过在冷却过程中延迟奥氏体转变为铁素体、粒状贝氏体和上贝氏体的强效应，锰提供了产生本发明所设计的期望铁素体-强第二相的显微组织(板条马氏体、下贝氏体和退化上贝氏体)的加工灵活性。然而，过多的锰对于钢板韧性是有害的，因此优选锰上限为约2.5重量％。该上限对于基本上使中心线偏析以及伴生的在由此板坯生产的板中心处的不良显微组织和韧性性能最小化也是优选的，所述中心线偏析在高锰且连续铸造的钢板坯中易于发生。更优选的，锰上限是2.0。
在上述或本文别处的一个或多个实施方案中，所述钢可以包括硅(Si)。可以添加硅用于脱氧目的，且优选最小量约0.01重量％用于此目的。还使用铝进行脱氧，因此，无需高硅含量用于此目的。硅是强的基体强化剂，但其对于基质钢和HAZ韧性具有强的有害影响。因此，对硅规定0.5重量％的上限。在钢板由高温冷却(淬火)过程中硅提高碳迁移到未转变奥氏体中的驱动力，从而降低铁素体的间隙物含量并改善其流动和延展性。应使硅的这种有利作用与其降低钢韧性的固有作用平衡。由于这些平衡力，本发明合金中最佳的硅添加为约0.05-0.15重量％。
在上述或本文别处的一个或多个实施方案中，所述钢可以包括铌(Nb)。可以添加铌以便在钢板坯热轧成板的过程中促进晶粒细化，这进而改善钢板的强度和韧性。在热轧过程中碳化铌的析出起到延迟再结晶和抑制晶粒生长的作用，从而提供了奥氏体晶粒细化的手段。鉴于这些原因，需要至少0.005重量％的铌。铌也是强的淬硬性增强剂，并且通过形成铌的碳化物或碳氮化物在HAZ中提供析出强化。向钢中添加铌的这些效果有助于在高强度钢焊接中特别是在熔合线之后使HAZ软化最小化。鉴于该原因，在制成有用的物体例如管线管期间在进行焊接的钢板中更优选最少0.01重量％的铌。然而，较高的铌可能导致过量的析出强化，从而降低基质钢特别是HAZ中的韧性。鉴于这些原因，对于本发明的钢，规定铌的上限为0.05重量％。更加优选地，本发明钢中的铌含量为约0.01重量％至约0.04重量％。
在上述或本文别处的一个或多个实施方案中，所述钢可以包括钛(Ti)。钛对于形成细的氮化钛(TiN)析出物是有效的，该析出物使钢的轧制结构和HAZ中的晶粒尺寸细化。因此，钢和HAZ的韧性得到改善。鉴于此目的需要最少0.005重量％的钛。在钢中添加的钛量使得Ti/N重量比优选为约3.4。在钢中添加过量的钛由于形成粗的TiN颗粒或碳化钛颗粒而趋于使钢的韧性劣化。因此，设定钛上限为0.03重量％。
在上述或本文别处的一个或多个实施方案中，所述钢可以包括铝(Al)。添加铝主要用于钢的脱氧。对于此目的优选至少0.01重量％铝。钢中的少量铝还可通过束缚游离氮有益于HAZ性能，由于焊接过程的剧烈热循环，氮化物和碳化物颗粒在粗晶粒HAZ中溶解时释放出所述游离氮。然而，铝在降低基体变形和韧性性能方面与硅类似。此外，较高的铝添加导致在钢中形成过多的粗的铝氧化物夹杂，该夹杂降低韧性。因此，设定本发明钢中的铝添加上限为0.06重量％。
在上述或本文别处的一个或多个实施方案中，所述钢可以包括钼(Mo)。钼能够提高钢的淬硬性，特别是与硼和铌结合时。钼也提高铁素体基体的强度。因此，钼添加在基质钢中提供强化。在本发明钢中添加钼也提供了加工灵活性以允许铁素体-强第二相的最佳组合，这进而产生高的强度和韧性。钼添加还通过钼碳化物的析出来强化焊接HAZ。鉴于这些原因，在本发明的钢中添加至少0.1重量％、更优选0.2重量％的钼。过量的钼添加导致钢在焊接过程中的高的冷裂敏感性，还趋于劣化钢和HAZ的韧性。因此，设定本发明钢的钼上限为0.6重量％、更优选0.5重量％的上限。
在上述或本文别处的一个或多个实施方案中，所述钢可以包括铬(Cr)。在直接淬火时铬对于提高钢的淬硬性具有强的作用。因此，铬是比钼更为便宜的合金化添加物以改善本发明钢的淬硬性及控制过量铁素体形成，特别是在没有添加硼的钢中。铬改善抗腐蚀性和氢致开裂(HIC)抵抗性。与钼类似，过量的铬趋于在焊件中引起冷裂，并且趋于劣化钢和其HAZ的韧性，因此当添加铬时，优选最多1.0重量％。
在上述或本文别处的一个或多个实施方案中，所述钢可以包括镍(Ni)。镍能够提高基质钢及HAZ的韧性。需要最少0.1重量％镍且更优选最少0.3重量％镍以便对HAZ和基质钢的韧性产生显著的有益作用。尽管与锰和钼的添加程度不同，然而在钢中添加镍促进淬硬性，从而促进显微组织以及厚截面(20mm和更厚)性能的跨厚度的均匀性。然而，过量的镍添加可以损害现场可焊性(引起冷裂)，由于促进形成硬的显微组织而降低HAZ韧性，从而可能增加钢的成本。鉴于这些原因，镍的上限应约1.0重量％，优选低于1.0重量％，更优选低于0.9重量％。添加镍还对阻止连续铸造和热轧过程中铜诱发的表面开裂有效。为此目的添加的镍优选比铜含量大约1/3。
在上述和本文别处的一个或多个实施方案中，所述钢可以包括铜(Cu)。铜能够通过提高淬硬性并通过ε-铜析出物的有效析出强化而有助于钢的强化。较高量下，铜导致过量的析出硬化，而如果不适当控制，可能降低基质钢板及HAZ中的韧性。较高的铜也能在板坯铸造和热轧过程中引起脆化，需要共同添加镍来缓解。鉴于这些原因，当添加铜时，上限1.0重量％是优选的。
在上述或本文别处的一个或多个实施方案中，所述钢可以包括钒(V)。钒具有基本上与铌相似的作用，但没有铌的作用强。然而，当与铌结合添加时钒添加产生显著的效果。钒和铌的联合作用使在高热量输入焊接例如在管线管制备中的缝焊期间的HAZ软化显著最小化。如同铌，过量的钒可通过过量的析出硬化降低基质钢及HAZ的韧性。优选地，可添加低于约0.1重量％、或更优选低于约0.065重量％的钒。
在上述或本文别处的一个或多个实施方案中，所述钢可以包括硼(B)。硼能非常廉价地显著提高钢的淬硬性并甚至在厚截面(＞16mm)中促进形成下贝氏体、板条马氏体的钢显微组织。硼允许钢设计具有总体上低的合金化和Pcm(可焊性参数Pcm＝重量％C+重量％Si/30+(重量％Mn+重量％Cu+重量％Cr)/20+重量％Ni/60+重量％Mo/15+重量％V/10+5×重量％B)，从而改善HAZ软化抵抗性和可焊性。硼添加抑制形成铁素体、粒状贝氏体和上贝氏体相。尽管抑制后两者可提供改善的韧性，但抑制铁素体需要利用处理方法平衡其它合金化元素以补偿硼对铁素体形成的负面作用。本发明的显微组织需要软的细晶粒铁素体相的临界体积分数。多于约0.002重量％的硼能够促进形成Fe23(C，B)6脆性颗粒。因此，当添加硼时，0.002重量％的硼上限是优选的。硼还加强钼和铌的淬硬性作用。
在一个或多个上述或本文别处的实施方案中，所述钢可以包括氮(N)。氮能够通过形成TiN析出物抑制板坯再次加热期间以及HAZ中的奥氏体晶粒粗化，从而提高基质金属和HAZ的低温韧性。如果为此作用添加氮，则需要最少0.0015重量％的氮。然而，过多的氮添加可导致HAZ中过多的游离氮，从而降低HAZ韧性。鉴于该原因，氮的上限优选设定为0.010重量％，或更优选设定为0.006重量％。
在上述或本文别处的一个或多个实施方案中，所述钢可以包括镁(Mg)。镁通常形成细分散的氧化物颗粒，该氧化物颗粒能够抑制晶粒粗化和/或促进在HAZ中形成晶粒内铁素体，因此改善HAZ韧性。需要至少约0.0001重量％的Mg以使镁添加有效。然而，如果镁含量超过约0.006重量％，则形成粗的氧化物并且HAZ的韧性劣化。因此，如果添加镁，则优选0.006重量％的上限。
优选地，使残余物最小化。例如硫(S)含量优选低于约0.004重量％。磷(P)含量优选低于约0.015重量％。
制备方法
在一个或多个实施方案中，以获得铁素体细分散的方式产生所述的组成，使得平均有效畴域尺寸小于约5微米，优选小于约2微米。图2是一组显示在奥氏体扁饼中形成铁素体畴域的示意图。在临界区域内缓慢冷却(例如空气冷却)扁饼200以便提供一个或多个铁素体畴域210。然后扁饼200加速冷却到环境以形成铁素体-板条马氏体/DUB/LB双相显微组织220。正如所示，由奥氏体205形成铁素体相210的非常细的分散，并且其保留在最终的钢显微组织中。
在此使用的畴域尺寸意指至少10°的晶体取向差异所分隔开的显微组织单元，且这些单元对于控制抗解理断裂性是重要的。较细的畴域促成较好的抗解理断裂性。有了细的铁素体分散，在给定的复合显微组织的总体抗拉强度下，屈服强度和低温韧性两者都可以是优异的，其中抗拉强度主要取决于软铁素体相和强相的体积分数。
在一个或多个实施方案中，产生所述组成使得铁素体的量(新的和变形的铁素体的总量)占钢的至少20体积％，更优选至少25体积％，且更加优选至少30体积％。优选地，铁素体均匀分散在整个钢中，并且钢的铁素体平均晶粒尺寸不大于约5微米(μm)。优选地，钢的铁素体平均晶粒尺寸小于约4微米，优选小于约3微米，更加优选小于约2微米。
在上述或本文别处的一个或多个实施方案中，产生所述组成使得有效的原始奥氏体晶粒尺寸(即“扁饼厚度”)小于约10μm。有效原始奥氏体晶粒尺寸是在板材完全冷却到环境温度时沿板材厚度方向测量的在热轧结束时形成的奥氏体扁饼的平均厚度或宽度。
例如，可使用两步骤轧制过程制备所述钢。在一个或多个实施方案中，钢坯/板坯可以按常规方式例如通过连续铸造过程形成。然后可以再次加热钢坯/板坯到约1000℃至约1250℃的温度。优选地，再次加热的温度足够高以便(i)基本使钢板坯均匀化，(ii)基本上溶解钢板坯中所有的铌和钒的碳化物和碳氮化物(当存在时)，以及(iii)在钢板坯中形成细的初始奥氏体晶粒。然后在奥氏体发生再结晶的第一温度范围内在第一压缩中以一个或多个道次对再次加热的板坯进行热轧，所述第一压缩提供约30％至约70％的压下量。接下来，在奥氏体不发生再结晶、但高于Ar3转变点的第二个且略微较低的温度范围内，在第二轧制压缩中以一个或多个道次对压缩的钢坯进行热轧，所述第二轧制压缩提供约40-80％的压下量。优选地，低于Tnr温度的累计轧制压下量是至少50％，更优选至少约70％，更加优选至少75％。
对于这个两步骤轧制过程，在足以产生单相奥氏体区域内的钢的温度下完成所述第二轧制压缩，使得在热轧结束时不形成铁素体或基本不形成铁素体。该过程的终轧温度高于760℃，优选高于780℃。随后，使热轧板冷却(例如在空气中)到等于或高于约500℃的温度以诱导奥氏体向铁素体转变，之后以至少约10℃/秒的速率加速冷却到约400℃至约室温的淬火停止温度，在该淬火停止温度下可以不发生至铁素体的进一步转变。如果加速冷却终止温度不是室温，可以使用例如空气进一步将钢板从加速冷却终止温度冷却到室温。该过程缩写为“DLQ”处理。
在上述或本文别处的一个或多个实施方案中，可以使用三步骤轧制过程制备所述钢。例如，可以按常规方式通过例如连续铸造过程形成钢坯/板坯来制备所述钢。再次加热板坯到1000-1250℃的温度范围，并在奥氏体发生再结晶的第一温度范围内，在第一压缩中以一个或多个道次进行轧制，所述第一压缩提供约30％至约70％的压下量。然后在奥氏体不发生再结晶、但高于Ar3的第二个但略微较低的温度范围内，在第二轧制压缩中以一个或多个道次中对压缩的板坯进行轧制，所述第二轧制压缩提供约40％至约80％的压下量。使用例如空气将板坯冷却到Ar3和Ar1之间的温度并且在约15％至约25％的第三轧制压缩中以一个或多个道次对其进行轧制，其中约10％至约60％的奥氏体转变为铁素体。之后，以至少10℃/秒、优选至少约20℃/秒(即“加速冷却”)的速率对钢进行加速冷却(例如水冷却)，从终轧温度冷却到低于约400℃的温度，在该温度下可以不发生至铁素体的进一步转变。如果希望，在该加速冷却终止温度结束时可以使用例如空气将该轧制的高强度钢板冷却到室温。该过程缩写为“DPP”处理。
在上述或本文别处的一个或多个实施方案中，可以使用三步骤轧制过程制备所述钢，该过程利用延迟淬火(DLQ)步骤以促进铁素体转变的动力学。该过程特别适用于含有硼的钢。在一个或多个实施方案中，可以使钢在环境空气中缓慢冷却以允许在如上文于DPP处理中所述的第三轧制压缩步骤之后奥氏体转变为铁素体。这个环境空气冷却步骤(即“延迟淬火”)终止时的最低温度被称为“DLQ”温度。在一个或多个实施方案中，DLQ温度可以是约500℃至约700℃。在一个或多个实施方案中，DLQ温度可以是约500℃至约600℃。之后，通过以至少10℃/秒、优选约20℃/秒至约35℃/秒的速率进行淬火(例如水冷却)将板材加速冷却到预先选择的淬火停止温度。在一个或多个实施方案中，所述预先选择的淬火停止温度是约400℃至约室温。在一个或多个实施方案中，所述预先选择的冷却终止温度是约390℃、或约380℃、约370℃、约360℃、或约350℃、或约300℃、或约250℃、或约200℃、或约150℃或约100℃、或约50℃。该过程是所述DPP处理和DLQ处理的混合，因此命名为“DPP+DLQ”。
不希望受理论约束，认为淬火步骤使奥氏体至铁素体的转变停止，因此，使显微组织组分的最终混合物固定。然后残余奥氏体转变为粒状贝氏体(GB)、上贝氏体(UB)、退化上贝氏体(DUB)、下贝氏体(LB)、板条马氏体(LM)或其混合物。所有这些相均比铁素体强度更大，因此形成强度较大的复合显微组织。
然而，在最终显微组织中主要在板条状结构例如DUB和LM边界处可以保留一些薄膜形式的残余奥氏体。此外，所述钢可以包括一些变形的铁素体(例如，在其形成后由于轧制而变形的铁素体)。变形铁素体能够提高屈服强度而不显著损害总体复合显微组织的韧性。因此，由于变形铁素体的存在，能够改善显微组织的物理性质。在一个或多个实施方案中，当存在变形铁素体时，变形铁素体的量为铁素体结构的约10％至约50％。
最终用途
如上所述，所述钢特别适合作为制备管线管的前体。所述钢也可用于包括立管(riser)的海上结构、油气生产设施、化学生产设施、造船、汽车制造、飞机制造和发电。一种具体用途是用于压力容器。
在管线管制备过程中，通过轧压机(mill press)将前体钢板首先弯曲为“U”形，然后进一步弯曲为“O”形。在该阶段，对管子进行缝焊。然后将椭圆形管变形为最终的圆筒形。这种管制备方法被称为“UOE”方法，是制备高强度管线管最为常用的技术。
实施例：
可以参考下面的非限制性实施例对前述讨论作进一步描述。
通过加热制备具有表I所示化学组成的十二种钢前体(实施例1-12)。通过真空感应熔炼300kg加热并铸造成钢坯或通过使用300吨工业氧气顶吹转炉并连续铸造成钢板坯来制备每一前体。根据表II中总结的具体工艺条件来制备钢坯。由表I的钢前体制备特定的钢板。表III记录了这些钢板的最终厚度和机械性能。这些表中，短划线表示没有获得数据。
表I：化学组成(重量％)
  实施例   C   Si   Mn   P＊  S＊   Ni   Cu   Cr   Mo   V   Nb   Ti   Al   N＊   B＊   Pcm
  1   0.071   0.11   1.8   80   5   0.69   -   -   0.3   0.06   0.029   0.012   0.013   27   10   0.205
  2   0.05   0.11   1.8   80   4   0.7   -   -   0.41   0.06   0.03   0.012   0.012   31   10   0.192
  3   0.04   0.1   1.95   0.8   0.8   0.8   0.45   0.06   0.02   -   -   -   10   0.273
  4   0.06   0.12   1.59   80   5   0.51   -   -   0.3   0.06   0.031   0.012   0.011   34   11   0.182
  5   0.05   0.07   1.79   60   10   0.35   -   0.6   0.3   0.03   0.03   0.012   0.021   19   -   0.200
  6   0.049   0.07   1.79   60   8   0.35   -   0.6   0.3   0.059   0.031   0.012   0.019   19   -   0.201
  7   0.071   0.07   1.79   60   8   0.35   -   0.6   0.3   0.059   0.03   0.012   0.019   21   -   0.223
  8   0.072   0.25   1.97   80   16   0.33   0.4   0.6   0.46   0.052   0.032   0.015   0.018   40   -   0.268
  9   0.049   0.07   1.62   50   6   0.35   -   -   0.2   0.06   0.03   0.015   0.02   27   9   0.160
  10   0.049   0.07   1.8   50   8   0.35   -   -   0.2   0.06   0.03   0.015   0.02   25   8   0.169
  11   0.049   0.07   1.81   50   7   0.35   -   -   0.2   0.062   0.032   0.018   0.02   31   9   0.170
  12   0.07   0.09   1.94   50   10   0.35   -   0.3   0.3   0.059   0.031   0.014   0.02   16   9   0.219
*ppm
表II：处理条件
Figure A20068004743800191
表III：钢前体的机械性能
*在横向方向上测量
表III中记录的机械性能是根据本领域公知的标准过程测量的。使用SEM和TEM技术表征表III中记录的特定实施例的显微组织。研究的区域为近表面、1/4厚度和中间厚度位置。分析集中在相和组分的识别，以及集中在铁素体体积分数的量化。
使用获自1/4厚度区域的SEM和TEM图像的结合通过图像分析对铁素体相的体积分数进行量化。SEM图像的放大倍数为1000倍和3000倍，TEM图像的放大倍数为17000倍。由于因铁素体相的细尺寸结构和分布使得铁素体相的SEM分析中存在一些模糊，因此TEM是用于评价铁素体体积分数的关键技术。与钢中其它相比较，在TEM中能容易地识别出铁素体，因为其具有相对干净的外观、具有相对非常少的位错数目的粒状结构。因此，从所检测钢的薄箔试样的邻近区域获得一组10张TEM图像，并使用这些图像计算铁素体的平均面积分数。不希望受理论限制，认为该平均面积分散表示钢中铁素体的体积分数。表III中记录了由1/4厚度位置得到的铁素体体积分数。
图3A是一张扫描电子显微镜(SEM)显微照片，显示了根据方法E制备的实施例4的复合物显微照片。图3B是一张透射电子显微镜(TEM)显微照片，显示了图3A中所示的铁素体畴域。这些显微照片显示了在根据所述实施方案处理的双相钢中显微组织组分的细且均匀的分布。在图3A中可识别出铁素体畴域310、退化上贝氏体(DUB)畴域320和板条马氏体(LM)畴域330中的某些。如图3B所示，细的铁素体畴域310宽度小于约1微米。
已使用一组数字上限和一组数字下限描述了一些实施方案和特征。应理解的是：期望从任意下限到任意上限的范围，除非相反说明。在下面一个或多个权利要求中给出特定的下限、上限和范围。所有数值均“大约”或“近似”为所示的值，从而将本领域普通技术人预料到的实验误差和变化考虑在内。
上面已经限定了各种术语。在一定程度上，用于权利要求中的术语在上文并未限定，应赋予其最宽的定义，相关领域的技术人员将其理解为至少一份印刷出版物或颁布专利中所反映的术语。此外，通过引用将本申请中提到的所有专利、测试规程、和其它文献整体并入本文，以便这样的公开与本申请一致，以及允许这种合并的所有权限。
尽管上述针对于本发明的实施方案，然而在不脱离其基本范围的情况下可以设计出本发明的其它和另外实施方案，本发明的范围由下面的权利要求进行限定。

Claims (20)

1.一种高强度双相钢，其具有约900MPa或更高的抗拉强度、在纵向方向上约0.85或更小的低屈服比以及在横向方向上在-40℃下超过约120J或更大的夏比V形缺口韧性，该高强度双相钢包含：
约0.03重量％至约0.12重量％量的碳；
约0.1重量％至少于1.0重量％量的镍；
约0.005重量％至约0.05重量％量的铌；
约0.005重量％至约0.03重量％量的钛；
约0.1重量％至约0.6重量％量的钼；
约0.5重量％至约2.5重量％量的锰；
主要由细晶粒铁素体构成的第一相，其中所述钢包含约10体积％至约60体积％的第一相，并且该第一相包含平均晶粒尺寸约5微米或更小的铁素体；及
第二相，该第二相包括：细晶粒马氏体、细晶粒下贝氏体、细晶粒粒状贝氏体、细晶粒退化上贝氏体或它们的任何混合物，其中所述钢包含约40体积％至约90体积％的第二相。
2.权利要求1的钢，其中所述钢还包含约1.0重量％或更少的铜。
3.权利要求1的钢，其中所述钢还包含约1.0重量％或更少的铬。
4.权利要求1的钢，其中所述钢还包含约0.01重量％或更少的钙。
5.权利要求1的钢，其中所述第一相包含少于约50体积％的加工铁素体。
6.权利要求1的钢，其中所述双相钢是厚度约10mm至约25mm钢板的前体。
7.权利要求1的钢，还包含下面的可选元素：
至多约0.1重量％钒；
至多约0.002重量％硼；
至多约1.0重量％铬；
至多约0.006重量％镁；
至多约0.010重量％氮；
至多约0.5重量％硅；
至多约1.0重量％铜；
至多约0.06重量％铝；
至多约0.015重量％磷；及
至多约0.004重量％硫。
8.制备钢板的方法，所述钢板具有约900MPa或更高的抗拉强度、在纵向方向上约0.85或更小的低屈服比及在横向方向上在-40℃下超过约120J或更大的夏比V形缺口韧性，该方法包括：
加热钢板坯到约1000℃至约1250℃的再次加热温度以提供主要由奥氏体相构成的钢板坯；
在足以使奥氏体相再结晶的第一温度下以一个或多个热轧道次压缩所述钢板坯以形成钢板；
在低于第一温度、即奥氏体不发生再结晶的温度并且高于Ar3转变温度的第二温度范围内以一个或多个热轧道次压缩所述钢板；
在周围空气中冷却所述钢板到高于约500℃的温度；和
以至少10℃/秒(18°F/秒)的冷却速率将所述钢板淬火到预先选择的淬火停止温度。
9.权利要求8的钢板，其中在周围空气中冷却的步骤中，将钢板冷却到约500℃至约650℃的温度。
10.权利要求8的钢板，其中所述钢板包含平均晶粒尺寸约5微米或更小的铁素体。
11.权利要求8的钢板，其中所述钢板包含晶粒尺寸约10微米或更小的原始奥氏体。
12.权利要求8的钢板，其中所述预先选择的淬火停止温度在约400℃至约室温之间。
13.权利要求8的钢板，其中所述预先选择的淬火停止温度在约200℃至约400℃之间。
14.钢板，其具有约900MPa或更高的抗拉强度、在纵向方向上约0.85或更小的低屈服比以及在横向方向上在-40℃下超过约120J或更大的夏比V形缺口韧性，所述钢板包含约10体积％至约60体积％的主要由细晶粒铁素体构成的第一相，约40体积％至约90体积％的第二相，该第二相包括细晶粒马氏体、细晶粒下贝氏体、细晶粒粒状贝氏体、细晶粒退化上贝氏体或它们的任何混合物，所述钢板通过包括下面步骤的方法进行生产：
加热钢板坯到约1000℃至约1250℃的再次加热温度以提供主要由奥氏体相构成的钢板坯；
在足以使奥氏体相再结晶的第一温度下以一个或多个热轧道次压缩所述钢板坯以形成钢板；
在低于第一温度并且高于Ar3转变温度的第二温度范围以一个或多个热轧道次压缩所述钢板，在所述第一温度下奥氏体相不发生再结晶；
进一步在介于约Ar3转变温度和约Ar1转变温度之间的第三温度范围以一个或多个热轧道次压缩所述钢板；和
将所述钢板以至少10℃/秒(18°F/秒)的冷却速率淬火到预先选择的淬火停止温度。
15.权利要求14的钢板，其中所述预先选择的淬火停止温度在约400℃至约室温之间。
16.权利要求14的钢板，还包括在将钢板淬火到预先选择的淬火停止温度前，在热轧步骤之后在周围空气中将钢板冷却到不低于约500℃的温度。
17.权利要求16的钢板，其中在将钢板淬火到预先选择的淬火停止温度前，在周围空气中冷却的步骤中，将钢板冷却到约500℃至约650℃之间的温度。
18.权利要求14的钢板，其中所述钢板包含平均晶粒尺寸约5微米或更小的铁素体和晶粒尺寸约10微米或更小的原始奥氏体。
19.权利要求14的钢板，还包括将钢板形成为管。
20.权利要求14的钢板，还包括使用UOE技术将钢板形成为管线管。
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