專利名稱：：具有低屈服比、高韌性和優(yōu)異可焊性的高強度雙相鋼的制作方法具有低屈服比、高韌性和優(yōu)異可焊性的高強度雙相鋼相關申請的交叉參考本申請要求于2005年10月24提交的美國臨時申請60/729，577的權益。發(fā)明背景發(fā)明領域本發(fā)明的實施方案一般涉及高強度、雙相鋼及其制備方法。相關技術描述天然氣正成為日益重要的能源。世界上的主要天然氣田通常遠離主要市場，一些遠離數千英里。改善長距離天然氣輸送經濟性在于決定能否經濟地開發(fā)特別偏遠的天然氣田具有重要作用。較高強度的管線管是改善油氣輸送經濟性的關鍵。在構建長距離管線中使用較高強度管線管的顯著優(yōu)勢包括通過提高內壓而導致的輸送效率、通過減少管壁厚度而導致的材料成本節(jié)省及相伴隨的在薄壁管現場焊接過程中的節(jié)省。與輸送較輕管線管相關的降低的輸送成本能提供其它的節(jié)省。目前，商用的最高屈服強度管線管顯示出約550MPa的最小屈服強度(80Ksi，命名為API級X80)。最近已經開發(fā)出更高強度的管線管等級例如APIX100(100Ksi屈服強度)和X120。如在美國專利6，248，191;6,224,689;6,288,183;和6，264，760中所7〉開的，已經發(fā)現能夠生產屈服強度大于827MPa(120Ksi)且極限抗拉強度大于約900MPa(130Ksi)的高強度鋼作為管線管的前體。這些專利還公開了主要具有細晶粒下貝氏體、細晶粒板條馬氏體或其混合的鋼顯微組織以及產生這些顯微組織的熱機械受控軋制工藝(TMCP)。盡管這些顯微組織提供高強度，并因而提供用于應力基管線設計的高性能，但這些顯微組織對于應變基管線ii計并不是最佳的，因為在前體鋼板中具有高的屈服強度與抗拉強度的比率及有限的加工硬化潛能。某些管線需要應變基的設計原理，因為管線在使用中將經歷大的應變。例如可能在地震活躍區(qū)域和/或經受嚴寒凍脹和融化沉降循環(huán)的北極區(qū)域發(fā)生高的施加應變。在這些區(qū)域，管線可發(fā)生大的應變，因此管線管中需要高的應變能力。在前體鋼板中低的屈服強度與抗拉強度的比率及高度均勻的伸長率表明鋼板及由此板材制備的管線管中高的加工硬化或應變硬化能力和高的應變能力。圖1顯示了與特征在于主要為板條馬氏體/貝氏體顯微組織(即，"現有技術鋼")的說明性鋼材的應力應變曲線iio進行比較的根據所述實施方案的說明性前體鋼板的示意性應力應變曲線100。隨著應力增加，應力-應變曲線偏離線性的位置表明屈服或在鋼中發(fā)生永久或塑性變形。在該偏離開始前鋼能承受的最大應力可定義為屈服強度。另一方面，抗拉強度或極限抗拉強度是鋼承受的最大應力，包括永久或塑性變形制度。在該應力或抗拉強度最大點的應變或伸長率被稱為均勻伸長率120。應變硬化或加工硬化特性限定了屈服強度和抗拉強度間的應力-應變曲線?？梢钥闯霈F有技術的鋼材和本發(fā)明的雙相鋼提供相似的抗拉強度，但提供顯著不同的屈服強度和應變硬化響應?，F有技術的鋼快速應變硬化，并且在較低應變下達到它們的抗拉強度，這導致較低的均勻伸長率。另一方面，基于軟和硬相復合顯微組織的本發(fā)明的雙相鋼提供較低的屈服強度和逐漸的應變硬化及高的應變能力，如以這些鋼中的較高均勻伸長率130示意性描述的。因此需要具有低屈月M雖度與抗拉強度之比、基本均勻的顯微組織、優(yōu)異加工硬化能力和優(yōu)異可焊性的高強度鋼。還需要低成本制備具有優(yōu)異低溫韌性和優(yōu)異應變能力以適于應變基設計的管線管的方法。發(fā)明概述提供了具有軟和硬相復合顯微組織的雙相高強度鋼及其制備方法，該雙相高強度鋼具有低的屈服比、高的應變能力、優(yōu)異可焊性及高韌性。例如，提供了一種高強度雙相鋼，其具有約900MPa或更高的抗拉強度、在縱向方向上約0.85或更小的低屈服比以及在橫向方向上-40C下超過約120J或i大的夏比V形缺口韌性。在至少一個具體實施方案中，該雙相鋼包含約0.03重量％至約0.12重量％量的碳；約0.1重量％至少于1.0重量％量的鎳；約0.005重量。/。至約0.05重量％量的鈮；約0.005重量％至約0.03重量％量的鈦；約0.1重量％至約0.6重量％量的鉬；約0.5重量％至約2.5重量％量的錳；在其它實施方案中，所述鋼包含下面的可選元素至多約0.1重量％釩；至多約0.010重量％氨；至多約0.002重量％硼；至多約0.006重量％鎂；至多約1.0重量％鉻；至多約0.5重量％硅；至多約1.0重量％銅；至多約0.06重量％鋁；至多約0.015重量％磷；及至多約0.004重量％硫。該雙相鋼還可以包括主要由細晶粒鐵素體構成的第一相或組分。該鋼可以包括約10體積％至約60體積％的第一相，并且該第一相包括平均晶粒尺寸約5微米或更小的鐵素體。該雙相鋼還包括第二相或組分，所述第二相或組分包括細晶粒馬氏體、細晶粒下貝氏體、細晶粒粒狀貝氏體、細顆粒退化上貝氏體或其任何混合物，其中所述鋼包含約40體積％至約90體積％的第二組分。還提供了具有約900MPa或更高抗拉強度、在縱向方向具有約0.85或更小的低屈服比以及在橫向方向上-4Q1C下具有超過約120J或更大夏比V形缺口韌性的鋼板的制備方法。在至少一個具體實施方案中，該方法包括加熱鋼板坯到約iooox:至約1250x:的再次加熱溫度以提供主要由奧氏體相構成的鋼板坯。在足以使奧氏體相再結晶的第一溫度下以一個或多個熱軋道次(pass)壓縮(reduce)鋼板坯以形成鋼板。在低于第一溫度、即奧氏體不發(fā)生再結晶的溫度并且高于Ar3轉變溫度的第二溫度范圍內以一個或多個熱軋道次壓縮該鋼板。在周圍空氣中將鋼板冷卻到高于約500X:的溫度，然后以至少10匸/秒(18°/秒)的冷卻速率淬火到預先選擇的淬火停止溫度。還提供了一種具有約900MPa或更高抗拉強度、在縱向方向上具有約0.85或更小的低屈服比，并且在橫向方向上在-40匸下具有超過約120J或更大的夏比V形缺口韌性的鋼板，該鋼板包含約10體積％至約60體積％的主要由細晶粒鐵素體構成的第一相/組分，約40體積％至約90體積％的第二相/組分，所述第二相/組分包括細晶粒馬氏體、細晶粒下貝氏體、細晶粒粒狀貝氏體、細晶粒退化上貝氏體或其任何混合物?？梢酝ㄟ^下面的方法生產該鋼板加熱鋼板坯到約IOOOTC至約1250X:的再次加熱溫度以提供主要由奧氏體相構成的鋼板坯。在足以使奧氏體相再結晶的第一謬度下以一個或多個熱軋道次壓縮該鋼板坯以形成鋼板。在低于第一溫度(奧氏體不發(fā)生再結晶的溫度)且高于Ar3轉變溫度的第二溫度范圍內以一個或多個熱軋道次壓縮該鋼板。進一步在約Ar3轉變溫度和約An轉變溫度之間的第三溫度范圍內以一個或多個熱軋道次壓縮該鋼板。然后將鋼板以至少10X:/秒(18。F/秒)的冷卻速率淬火到預先選擇的淬火停止溫度。附圖簡述通過參考實施方案(其中一些在附圖中示出)對上面簡要概述的本發(fā)明進行更為具體的描述，可以詳細理解本發(fā)明的上述特征。然而值得注意的是，附圖僅說明本發(fā)明的典型實施方案，因此不應認為限制本發(fā)明的范圍，因為本發(fā)明可容許其它同等有效的實施方案。圖l是示意性的應力-應變曲線，說明了所述雙相鋼與主要為貝氏體/馬氏體的鋼相比優(yōu)異的應變硬化和應變能力。圖2是一組示意圖，顯示了在緩慢冷卻(例如空氣冷卻)過程中跨臨界(intercritical)區(qū)域在奧氏體扁餅(pancake)中形成纟失素體疇域(domain),以及在隨后加速冷卻到室溫過程中形成鐵素體-板條馬氏體/DUB/LB的雙相顯微組織。圖3A和3B顯示了揭示根據所述實施方案處理的鋼中說明性復合顯微組織的圖像。圖3(A)是顯示根據所述實施方案產生的含鐵素體相和第二相的說明性雙相顯微組織細分散的SEM顯微照片。圖3B是顯示圖3A中所示鐵素體相的細鐵素體疇域尺寸(~1微米)的TEM顯微照片。優(yōu)選實施方案詳迷現在提供詳細描述。每一個附加權利要求限定一項獨立的發(fā)明，出于侵權目的，認為其包括權利要求中規(guī)定的各種要素或限定的等價形式。根據上下文，下面提到的"本發(fā)明，，在一些情況下可僅指特定的具體實施方案。在其它情況下，認為"本發(fā)明"將指在一個或多個權利要求(而不一定是全部權利要求)中提及的主題。下面將更為詳細的描述本發(fā)明，包括具體實施方案、方式及實施例，但本發(fā)明并不局限于這些實施方案、方式或實施例，將它們包括在內以便當本專利中的信息與現有信息和技術結合時，本領域具有普通技能的人員能夠做出和^f吏用本發(fā)明。提供了具有低屈服/抗拉比、高的均勻伸長率以及高加工硬化系數的高強度雙相鋼及其制備方法。所述鋼具有高的應變能力和良好的可成形性。該鋼適于例如管線管、海上結構、油氣生產設施及壓力容器。顯微組織在一個或多個實施方案中，所述鋼具有包括約10體積％至約60體積％的較軟細晶粒鐵素體相或組分("笫一相")和約40體積％至約90體積％的較硬相或組分("第二相")的顯微組織，所述第二相或組分可以包括下面一種或多種相或組分細晶粒馬氏體、細晶粒下貝氏體、細晶粒退化上貝氏體、細晶粒粒狀貝氏體和它們的混合物。如在此使用的，術語"細晶粒"意指每一顯微組織組分或疇域內的晶粒，其具有約IO微米或更小的平均晶粒尺寸，例如約5微米或更小、約4微米或更小、約3微米或更小及約2微米或更小。轉變溫度意指在冷卻過程中奧氏體至鐵素體或至鐵素體加滲碳體的轉變完成時的溫度。Ar3轉變溫度意指在冷卻過程中奧氏體開始轉變?yōu)殍F素體的溫度。冷卻速率意指板厚度中間或基本上中間處的冷卻速率。變形鐵素體(DF)意指在臨界暴露期間由奧氏體分解形成并且在其形成后由于熱軋而發(fā)生變形的鐵素體；雙相意指至少兩相。細粒狀貝氏體(FGB)是包含約60體積％至約95體積％貝氏體鐵素體和高達約5體積％至約40體積％的板條馬氏體和殘余奧氏體混合物分散顆粒的集合體。晶粒是多晶材料中的單個晶體。晶界意指對應于從一個晶體取向到另一個的轉變的金屬中的窄區(qū)域，從而將晶粒相互分開。原始奧氏體晶粒尺寸意指在奧氏體不發(fā)生再結晶的溫度范圍內進行禮制之前熱軋鋼板中的平均奧氏體晶粒尺寸。淬火意指通過任何方式進行的加速冷卻，其中利用選定的流體以提高鋼的冷卻速率，與空氣冷卻相對。淬火停止溫度(QST)是在停止淬火后，由于從板中間厚度傳遞的熱量，在板表面上所達到的最高或基本上最高的溫度。板坯是具有任何尺寸的鋼片。Tnr溫度是在低于其時奧氏體不發(fā)生再結晶的溫度。橫向方向意指在軋制平面內但垂直于板軋制方向的方向。鋼組成在一個或多個實施方案中，所述鋼包括鐵和一種或多種各種合金化元素。優(yōu)選地，配置所述銅以具有超過約900MPa的抗拉強度；屈服強度與抗拉強度(YTS)之比或屈服比(YR)為約0.90、優(yōu)選低于約0.85，更加優(yōu)選低于約0.8;和在-40匸下的夏比V形缺口測試中超過約120J的高韌性，優(yōu)選在-40匸下的夏比V形缺口測試中超過約150J。合適的合金化元素可以包括但不局限于例如碳、錳、硅、鈮、鈦、鋁、鉬、鉻、鎳、銅、釩、硼、氮和它們的組合。下面更詳細地描述特定的合金化元素和優(yōu)選的范圍。例如，碳是鋼中最為有效力的強化元素之一。碳與鋼中的強碳化物形成劑例如Ti、鈮和V結合以提供晶粒生長抑制作用并提供析出強化。碳還提高淬硬性，即在冷卻過程中在鋼中形成更硬和強度更大的顯微組織的能力，例如板條馬氏體、下貝氏體和退化上貝氏體等。如果碳含量低于約0.03重量％,則通常不足以在低合金鋼中產生必要的強化，即鋼中大于約750MPa(110Ksi)抗拉強度的強度。如果碳含量大于約0.12重量％，則在焊接時所述鋼易于冷裂，并且鋼板及焊接時的HAZ中的韌性降低。優(yōu)選碳含量為約0.03重量％至約0.12重量％以便在板、HAZ中產生高強度和韌性的期望組合，并且在焊接過程中避免冷裂。在上述或本文別處的一個或多個實施方案中，所述鋼可以包括錳(Mn)。錳在鋼中可以是基體強化劑，且更重要的是可有助于淬硬性。厚度位置處形成過量的鐵素體，過量的鐵素體可導致板強￡的降低。優(yōu)選0.5重量％的錳最小量以便在厚度超過12fflm的板中獲得所需的高強度，且1.0重量％的最小值更加優(yōu)選。通過在冷卻過程中延遲奧氏體轉變?yōu)殍F素體、粒狀貝氏體和上貝氏體的強效應，錳提供了產生本發(fā)明所設計的期望鐵素體-強第二相的顯微組織(板條馬氏體、下貝氏體和退化上貝氏體)的加工靈活性。然而，過多的錳對于鋼板韌性是有害的，因此優(yōu)選錳上限為約2.5重量％。該上限對于基本上使中心線偏析以及伴生的在由此板坯生產的板中心處的不良顯微組織和韌性性能最小化也是優(yōu)選的，所述中心線偏析在高錳且連續(xù)鑄造的鋼板坯中易于發(fā)生。更優(yōu)選的，錳上限是2.0。在上述或本文別處的一個或多個實施方案中，所述鋼可以包括硅(Si)?？梢蕴砑庸栌糜诿撗跄康?，且優(yōu)選最小量約0.01重量％用于此目的。還使用鋁進行脫氧，因此，無需高硅含量用于此目的。硅是強的基體強化劑，但其對于基質鋼和HAZ韌性具有強的有害影響。因此，對硅規(guī)定0.5重量％的上限。在鋼板由高溫冷卻(淬火)過程中硅提高碳遷移到未轉變奧氏體中的驅動力，從而降低鐵素體的間隙物含量并改善其流動和延展性。應使硅的這種有利作用與其降低鋼韌性的固有作用平衡。由于這些平衡力，本發(fā)明合金中最佳的硅添加為約0.05-0.15重量％。在上述或本文別處的一個或多個實施方案中，所述鋼可以包括鈮(Nb)?？梢蕴砑逾壱员阍阡摪迮鳠岫Y成板的過程中促進晶粒細化，這進而改善鋼板的強度和韌性。在熱軋過程中碳化鈮的析出起到延遲再結晶和抑制晶粒生長的作用，從而提供了奧氏體晶粒細化的手段。鑒于這些原因，需要至少0.005重量％的鈮。鈮也是強的淬硬性增強劑，并且通過形成鈮的碳化物或碳氮化物在HAZ中提供析出強化。向鋼中添加鈮的這些效果有助于在高強度鋼焊接中特別是在熔合線之后使HAZ軟化最小化。鑒于該原因，在制成有用的物體例如管線管期間在進行焊接的鋼板中更優(yōu)選最少0.01重量％的鈮。然而，較高的鈮可能導致過量的析出強化，從而降低基質鋼特別是HAZ中的韌性。鑒于這些原因，對于本發(fā)明的鋼，規(guī)定鈮的上限為0.05重量％。更加優(yōu)選地，本發(fā)明鋼中的鈮含量為約0.01重量％至約0.04重量％。在上述或本文別處的一個或多個實施方案中，所述鋼可以包括鈦(Ti)。鈦對于形成細的氮化鈦(TiN)析出物是有效的，該析出物使鋼的軋制結構和HAZ中的晶粒尺寸細化。因此，鋼和HAZ的韌性得到改善。鑒于此目的需要最少0.005重量％的鈦。在鋼中添加的鈦量4吏得Ti/N重量比優(yōu)選為約3.4。在鋼中添加過量的鈦由于形成粗的TiN顆?；蛱蓟侇w粒而趨于使鋼的韌性劣f匕，因此，設定鈦上限為0.03重量％。在上述或本文別處的一個或多個實施方案中，所述鋼可以包括鋁(Al)。添加鋁主要用于鋼的脫氧。對于此目的優(yōu)選至少0.01重量％鋁。鋼中的少量鋁還可通過束縛游離氮有益于HAZ性能，由于焊接過程的劇烈熱循環(huán)，氮化物和碳化物顆粒在粗晶粒HAZ中溶解時釋放出所述游離氮。然而，鋁在降低基體變形和韌性性能方面與硅類似。此外，較高的鋁添加導致在鋼中形成過多的粗的鋁氧化物夾雜，該夾雜降低韌性。因此，設定本發(fā)明鋼中的鋁添加上限為0.06重量％。在上述或本文別處的一個或多個實施方案中，所述鋼可以包括鉬(Mo)。鉬能夠提高鋼的淬硬性，特別是與硼和鈮結合時。鉬也提高鐵素體基體的強度。因此，鉬添加在基質鋼中提供強化。在本發(fā)明鋼中添加鉬也提供了加工靈活性以允許鐵素體-強第二相的最佳組合，這進而產生高的強度和韌性。鉬添加還通過鉬碳化物的析出來強化焊接HAZ。鑒于這些原因，在本發(fā)明的鋼中添加至少0.1重量％、更優(yōu)選0.2重量％的鉬。過量的鉬添加導致鋼在焊接過程中的高的冷裂敏感性，還趨于劣化鋼和HAZ的韌性。因此，設定本發(fā)明鋼的鉬上限為0.6重量％、更優(yōu)選0.5重量％的上限。在上述或本文別處的一個或多個實施方案中，所述鋼可以包括鉻(Cr)。在直接淬火時鉻對于提高鋼的淬硬性具有強的作用。因此，鉻鐵素體形成，特別是在沒有添加硼的鋼中。鉻改善抗腐蝕性和氫致開裂(HIC)抵抗性。與鉬類似，過量的鉻趨于在焊件中引起冷裂，并且趨于劣化鋼和其HAZ的韌性，因此當添加鉻時，優(yōu)選最多1.0重量％。在上述或本文別處的一個或多個實施方案中，所述鋼可以包括鎳(Ni)。鎳能夠提高基質鋼及HAZ的韌性。需要最少0.1重量％鎳且更優(yōu)選最少0.3重量％鎳以便對HAZ和基質鋼的韌性產生顯著的有益作用。盡管與錳和鉬的添加程度不同，然而在鋼中添加鎳促進淬硬性，從而促進顯微組織以及厚截面(20mm和更厚)性能的跨厚度的均勻性。然而，過量的鎳添加可以損害現場可焊性(引起冷裂)，由于促進形成硬的顯微組織而降低HAZ韌性，從而可能增加鋼的成本。鑒于這些原因，鎳的上限應約1.0重量％，優(yōu)選低于1.0重量％，更優(yōu)選低于0.9重量％。添加鎳還對阻止連續(xù)鑄造和熱軋過程中銅誘發(fā)的表面開裂有效。為此目的添加的鎳優(yōu)選比銅含量大約1/3。在上述和本文別處的一個或多個實施方案中，所述鋼可以包括銅(Cu)。銅能夠通過提高淬硬性并通過s-銅析出物的有效析出強化而有助于鋼的強化。較高量下，銅導致過量的析出硬化，而如果不適當控制，可能降低基質鋼板及HAZ中的韌性。較高的銅也能在板坯鑄造和熱軋過程中引起脆化，需要共同添加鎳來緩解。鑒于這些原因，當添加銅時，上限1.0重量％是優(yōu)選的。在上述或本文別處的一個或多個實施方案中，所述鋼可以包括釩(V)。釩具有基本上與鈮相似的作用，但沒有鈮的作用強。然而，當與鈮結合添加時釩添加產生顯著的效果。釩和鈮的聯合作用使在高熱量輸入焊接例如在管線管制備中的縫焊期間的HAZ軟化顯著最小化。如同鈮，過量的釩可通過過量的析出硬化降低基質鋼及HAZ的韌性。優(yōu)選地，可添加低于約0.1重量％、或更優(yōu)選低于約0.065重量％的釩。在上述或本文別處的一個或多個實施方案中，所述鋼可以包括硼(B)。硼能非常廉價地顯著提高鋼的淬硬性并甚至在厚截面(>16mm)中促進形成下貝氏體、板條馬氏體的鋼顯微組織。硼允許鋼"&計具有總體上低的合金化和Pcm(可焊性參數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+5x重量％B)，從而改善HAZ軟化抵抗性和可焊性。硼添加抑制形成鐵素體、粒狀貝氏體和上貝氏體相。盡管抑制后兩者可提供改善的韌性，但抑制鐵素體需要利用處理方法平衡其它合金化元素以補償硼對鐵素體形成的負面作用。本發(fā)明的顯微組織需要軟的細晶粒鐵素體相的臨界體積分數。多于約0.002重量％的硼能夠促進形成Fe23(C，B)6脆性顆粒。因此，當添加硼時，0.002重量o/。的硼上限是優(yōu)選的。硼還加強鉬和鈮的淬硬性作用。在一個或多個上述或本文別處的實施方案中，所述鋼可以包括氮(N)。氮能夠通過形成TiN析出物抑制板坯再次加熱期間以及HAZ中的奧氏體晶粒粗化，從而提高基質金屬和HAZ的低溫韌性。如果為此作用添加氮，則需要最少o.0015重量y。的氮。然而，過多的氮添加可導致HAZ中過多的游離氮，從而降低HAZ韌性。鑒于該原因，氮的上限優(yōu)選設定為0.010重量％，或更優(yōu)選設定為0.006重量％。在上述或本文別處的一個或多個實施方案中，所述鋼可以包括鎂(Mg)。鎂通常形成細分散的氧化物顆粒，該氧化物顆粒能夠抑制晶粒粗化和/或促進在HAZ中形成晶粒內鐵素體，因此改善HAZ韌性。需要至少約0.0001重量％的Mg以使鎂添加有效。然而，如果鎂含量超過約0.006重量％，則形成粗的氧化物并且HAZ的韌性劣化。因此，如果添加鎂，則優(yōu)選0.006重量％的上限。優(yōu)選地，使殘余物最小化。例如硫(S)含量優(yōu)選低于約0.004重量％。磷(P)含量優(yōu)選低于約0.015重量％。制備方法在一個或多個實施方案中，以獲得鐵素體細分散的方式產生所述的組成，使得平均有效疇域尺寸小于約5微米，優(yōu)選小于約2微米。圖2是一組顯示在奧氏體扁餅中形成鐵素體疇域的示意圖。在臨界區(qū)域內緩慢冷卻(例如空氣冷卻)扁餅200以便提供一個或多個^^素體疇域210。然后扁餅200加速冷卻到環(huán)境以形成鐵素體-板條馬氏體/DUB/LB雙相顯微組織220。正如所示，由奧氏體205形成牽夾素體相210的非常細的分散，并且其保留在最終的鋼顯微組織中。在此使用的疇域尺寸意指至少IO。的晶體取向差異所分隔開的顯微組織單元，且這些單元對于控制抗解理斷裂性是重要的。較細的疇域促成較好的抗解理斷裂性。有了細的鐵素體分散，在給定的復合顯微組織的總體抗拉強度下，屈服強度和低溫韌性兩者都可以是優(yōu)異的，其中抗拉強度主要取決于軟鐵素體相和強相的體積分數。在一個或多個實施方案中，產生所述組成使得鐵素體的量(新的和變形的鐵素體的總量)占鋼的至少20體積％，更優(yōu)選至少25體積％，且更加優(yōu)選至少30體積％。優(yōu)選地，鐵素體均勻分散在整個鋼中，并且鋼的鐵素體平均晶粒尺寸不大于約5微米(pm)。優(yōu)選地，鋼的鐵素體平均晶粒尺寸小于約r微米，優(yōu)選小于約3微米，更加優(yōu)選小于約2微米。在上述或本文別處的一個或多個實施方案中，產生所述組成使得有效的原始奧氏體晶粒尺寸(即"扁餅厚度")小于約10jim。有效原始奧氏體晶粒尺寸是在板材完全冷卻到環(huán)境溫度時沿板材厚度方向測量的在熱軋結束時形成的奧氏體扁餅的平均厚度或寬度。例如，可使用兩步驟軋制過程制備所述鋼。在一個或多個實施方案中，鋼坯/板坯可以按常規(guī)方式例如通過連續(xù)鑄造過程形成。然后可以再次加熱鋼坯/板坯到約iooox:至約125or;的溫度。優(yōu)選地，再次加熱的溫度足夠高以便(i)基本使鋼板坯均勻化，(U)基本上溶解鋼板坯中所有的鈮和釩的碳化物和碳氮化物(當存在時)，以及(iii)在鋼板坯中形成細的初始奧氏體晶粒。然后在奧氏體發(fā)生再結晶的第一溫度范圍內在第一壓縮中以一個或多個道次對再次加熱的板坯進行熱軋，所述第一壓縮提供約30%至約70%的壓下量。接下來，在奧氏體不發(fā)生再結晶、但高于Ar3轉變點的第二個且略微較低的溫度范圍內，在第二軋制壓縮中以一個或多個道次對壓縮的鋼坯進行熱軋，所述第二軋制壓縮提供約40-80%的壓下量。優(yōu)選地，低于Tnr溫度的累計軋制壓下量是至少50%，更優(yōu)選至少約70%，更加優(yōu)選至少75%。對于這個兩步驟軋制過程，在足以產生單相奧氏體區(qū)域內的鋼的溫度下完成所述第二軋制壓縮，使得在熱軋結束時不形成牽失素體或基本不形成鐵素體。該過程的終軋溫度高于760匸，優(yōu)選高于7801C。隨后，使熱軋板冷卻(例如在空氣中)到等于或高于約500t:的溫度以誘導奧氏體向鐵素體轉變，之后以至少約10t:/秒的速率加速冷卻到約400匸至約室溫的淬火停止溫度，在該淬火停止溫度下可以不發(fā)生至鐵素體的進一步轉變。如果加速冷卻終止溫度不是室溫，可以4吏用例如空氣進一步將鋼板從加速冷卻終止溫度冷卻到室溫。該過程縮寫為"DLQ"處理。在上述或本文別處的一個或多個實施方案中，可以使用三步驟軋制過程制備所述鋼。例如，可以按常規(guī)方式通過例如連續(xù)鑄造過程形成鋼坯/板坯來制備所述鋼。再次加熱板坯到1000-1250t:的溫度范圍，并在奧氏體發(fā)生再結晶的第一溫度范圍內，在第一壓縮中以一個或多個道次進行軋制，所述第一壓縮提供約30%至約70%的壓下量。然后在奧氏體不發(fā)生再結晶、但高于Af3的第二個但略微較低的溫度范圍內，在第二軋制壓縮中以一個或多個道次中對壓縮的板坯進行軋制，所述第二軋制壓縮提供約40%至約80%的壓下量。使用例如空氣將板坯冷卻到Ar;和Ai^之間的溫度并且在約15%至約25%的第三軋制壓縮中以一個或多個道次對其進行軋制，其中約10%至約60%的奧氏體轉變?yōu)殍F素體。之后，以至少10x:/秒、優(yōu)選至少約2ox:/秒(即"加速冷卻，，)的速率對鋼進行加速冷卻(例如水冷卻)，從終軋溫度冷卻到低于約4001C的溫度，在該溫度下可以不發(fā)生至鐵素體的進一步轉變。如果希望，在該加速冷卻終止溫度結束時可以使用例如空氣將該軋制的高強度鋼板冷卻到室溫。該過程縮寫為"DPP"處理。在上述或本文別處的一個或多個實施方案中，可以使用三步驟軋制過程制備所述鋼，該過程利用延遲淬火(DLQ)步驟以促進45^素體轉變的動力學。該過程特別適用于含有硼的鋼。在一個或多個實施方案中，可以使鋼在環(huán)境空氣中緩慢冷卻以允許在如上文于DPP處理中所述的第三軋制壓縮步驟之后奧,氏體轉變?yōu)殍F素體。這個環(huán)境空氣冷卻步驟(即"延遲淬火")終止時的最低溫度被稱為"DLQ"溫度。在一個或多個實施方案中，DLQ溫度可以是約500匸至約7001C。在一個或多個實施方案中，DLQ溫度可以是約500t;至約600"C。之后，通過以至少101C/秒、優(yōu)選約20匸/秒至約35lC/秒的速率進行淬火(例如水冷卻)將板材加速冷卻到預先選擇的淬火停止溫度。在一個或多個實施方案中，所述預先選擇的淬火停止溫度是約4001C至約室溫。在一個或多個實施方案中，所述預先選擇的冷卻終止溫度是約390X:、或約380匸、約370t;、約360x:、或約350*c、或約300x:、或約25or:、或約200t;、或約150X:或約lOOn、或約50"C。該過程是所述DPP處理和DLQ處理的混合，因此命名為"DPP+DLQ"。不希望受理論約束，認為淬火步驟使奧氏體至鐵素體的轉變停止，因此，使顯微組織組分的最終混合物固定。然后殘余奧氏體轉變?yōu)榱钬愂象w(GB)、上貝氏體(UB)、退化上貝氏體(DUB)、下貝氏體(LB)、板條馬氏體(LM)或其混合物。所有這些相均比鐵素體強度更大，因此形成強度較大的復合顯微組織。然而，在最終顯微組織中主要在板條狀結構例如DUB和LM邊界處可以保留一些薄膜形式的殘佘奧氏體。此外，所述鋼可以包括一些變形的鐵素體(例如，在其形成后由于軋制而變形的鐵素體)。變形鐵素體能夠提高屈服強度而不顯著損害總體復合顯微組織的韌性。因此，由于變形鐵素體的存在，能夠改善顯微組織的物理性質。在一個或多個實施方案中，當存在變形鐵素體時，變形鐵素體的量為鐵素體結構的約10%至約50%。最終用途如上所述，所述鋼特別適合作為制備管線管的前體。所述鋼也可用于包括立管(riser)的海上結構、油氣生產設施、化學生產設施、造船、汽車制造、飛機制造和發(fā)電。一種具體用途是用于壓力容器。在管線管制備過程中，通過軋壓機(millpress)將前體鋼板首先彎曲為"U"形，然后進一步彎曲為"0"形。在該階段，對管子進行縫焊。然后將橢圓形管變形為最終的圓筒形。這種管制備方法被稱為"U0E"方法，是制備高強度管線管最為常用的技術。實施例可以參考下面的非限制性實施例對前述討論作進一步描述。通過加熱制備具有表I所示化學組成的十二種鋼前體(實施例1-12)。通過真空感應熔煉300kg加熱并鑄造成鋼坯或通過使用300噸工業(yè)氧氣頂吹轉爐并連續(xù)鑄造成鋼板坯來制備每一前體。根據表II中總結的具體工藝條件來制備鋼坯。由表I的鋼前體制備特定的鋼板。表III記錄了這些鋼板的最終厚度和機械性能。這些表中，短劃線表示沒有獲得數據。表I:化學組成(重量％)<table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table>表n:處理條件<table>tableseeoriginaldocumentpage19</column></row><table>表III:鋼前體的機械性能<table>tableseeoriginaldocumentpage20</column></row><table>-在橫向方向上測量表in中記錄的機械性能是根據本領域公知的標準過程測量的。使用SEM和TEM技術表征表III中記錄的特定實施例的顯微組織。研究的區(qū)域為近表面、1/4厚度和中間厚度位置。分析集中在相和組分的識別，以及集中在鐵素體體積分數的量化。使用獲自1/4厚度區(qū)域的SEM和TEM圖像的結合通過圖像分析對鐵素體相的體積分數進行量化。SEM圖像的放大倍數為1000倍和3000倍，TEM圖像的放大倍數為17000倍。由于因鐵素體相的細尺寸結構和分布使得鐵素體相的SEM分析中存在一些模糊，因此TEM是用于評價鐵素體體積分數的關鍵技術。與鋼中其它相比較，在TEM中能容易地識別出鐵素體，因為其具有相對千凈的外觀、具有相對非常少的位錯數目的粒狀結構。因此，從所檢測鋼的薄箔試樣的鄰近區(qū)域獲得一組10張TEM圖像，并使用這些圖像計算鐵素體的平均面積分數。不希望受理論限制，認為該平均面積分散表示鋼中鐵素體的體積分數。表III中記錄了由1/4厚度位置得到的鐵素體體積分數。圖3A是一張掃描電子顯微鏡(SEM)顯微照片，顯示了根據方法E制備的實施例4的復合物顯微照片。圖3B是一張透射電子顯微鏡(TEM)顯微照片，顯示了圖3A中所示的鐵素體疇域。這些顯微照片顯示了在根據所述實施方案處理的雙相鋼中顯微組織組分的細且均勻的分布。在圖3A中可識別出鐵素體疇域310、退化上貝氏體(DUB)疇域320和板條馬氏體(LM)疇域330中的某些。如圖3B所示，細的鐵素體疇域310寬度小于約l微米。已使用一組數字上限和一組數字下限描述了一些實施方案和特征。應理解的是期望從任意下限到任意上限的范圍，除非相反說明。在下面一個或多個權利要求中給出特定的下限、上限和范圍。所有數值均"大約"或"近似，，為所示的值，從而將本領域普通技術人預料到的實驗誤差和變化考慮在內。上面已經限定了各種術語。在一定程度上，用于權利要求中的術語在上文并未限定，應賦予其最寬的定義，相關領域的技術人員將其理解為至少一份印刷出版物或頒布專利中所反映的術語。此外，通過引用將本申請中提到的所有專利、測試規(guī)程、和其它文獻整體并入本文，以便這樣的公開與本申請一致，以及允許這種合并的所有權限。盡管上述針對于本發(fā)明的實施方案，然而在不脫離其基本范圍的情況下可以設計出本發(fā)明的其它和另外實施方案，本發(fā)明的范圍由下面的權利要求進行限定。權利要求1.一種高強度雙相鋼，其具有約900MPa或更高的抗拉強度、在縱向方向上約0.85或更小的低屈服比以及在橫向方向上在-40℃下超過約120J或更大的夏比V形缺口韌性，該高強度雙相鋼包含約0.03重量％至約0.12重量％量的碳；約0.1重量％至少于1.0重量％量的鎳；約0.005重量％至約0.05重量％量的鈮；約0.005重量％至約0.03重量％量的鈦；約0.1重量％至約0.6重量％量的鉬；約0.5重量％至約2.5重量％量的錳；主要由細晶粒鐵素體構成的第一相，其中所述鋼包含約10體積％至約60體積％的第一相，并且該第一相包含平均晶粒尺寸約5微米或更小的鐵素體；及第二相，該第二相包括細晶粒馬氏體、細晶粒下貝氏體、細晶粒粒狀貝氏體、細晶粒退化上貝氏體或它們的任何混合物，其中所述鋼包含約40體積％至約90體積％的第二相。2.權利要求1的鋼，其中所述鋼還包含約1.0重量％或更少的銅。3.權利要求1的鋼，其中所述鋼還包含約1.0重量％或更少的鉻。4.權利要求1的鋼，其中所述鋼還包含約0.01重量％或更少的鈣。5.權利要求1的鋼，其中所述第一相包含少于約50體積％的加工鐵素體。6.權利要求1的鋼，其中所述雙相鋼是厚度約10mm至約25mm鋼板的前體。7.權利要求1的鋼，還包含下面的可選元素至多約0.1重量。/。釩；至多約0.002重量％硼；至多約1.0重量％鉻；至多約0.006重量％鎂；至多約0.010重量％氮；至多約0.5重量％硅；至多約1.0重量％銅；至多約0.06重量％鋁；至多約0.015重量％磷；及至多約0.004重量％石克。8.制備鋼板的方法，所述鋼板具有約900MPa或更高的抗拉強度、在縱向方向上約0.85或更小的低屈服比及在橫向方向上在-40X:下超過約120J或更大的夏比V形缺口韌性，該方法包括加熱鋼板坯到約iooox:至約125or;的再次加熱溫度以提供主要由奧氏體相構成的鋼板坯；在足以使奧氏體相再結晶的第一溫度下以一個或多個熱軋道次壓縮所述鋼板坯以形成鋼板；在低于第一溫度、即奧氏體不發(fā)生再結晶的溫度并且高于Ar3轉變溫度的第二溫度范圍內以一個或多個熱軋道次壓縮所述鋼板；在周圍空氣中冷卻所述鋼板到高于約500n的溫度；和以至少101C/秒(18。F/秒)的冷卻速率將所述鋼板淬火到預先選擇的淬火停止溫度。9.權利要求8的鋼板，其中在周圍空氣中冷卻的步驟中，將鋼板冷卻到約50ox:至約650x:的溫度。10.權利要求8的鋼板，其中所述鋼板包含平均晶粒尺寸約5微米或更小的鐵素體。11.權利要求8的鋼板，其中所述鋼板包含晶粒尺寸約IO微米或更小的原始奧氏體。12.權利要求8的鋼板，其中所述預先選擇的淬火停止溫度在約4001C至約室溫之間。13.權利要求8的鋼板，其中所述預先選擇的淬火停止溫度在約200x:至約40ox:之間。14.鋼板，其具有約900MPa或更高的抗拉強度、在縱向方向上約.0.85或更小的低屈服比以及在橫向方向上在-40t:下超過約120J或更大的夏比V形缺口韌性，所述鋼板包含約10體積％至約60體積％的主要由細晶粒鐵素體構成的第一相，約40體積°/。至約90體積％的第二相，該第二相包括細晶粒馬氏體、細晶粒下貝氏體、細晶粒粒狀貝氏體、細晶粒退化上貝氏體或它們的任何混合物，所述鋼板通過包括下面步驟的方法進行生產加熱鋼板坯到約IOOOIC至約1250X:的再次加熱溫度以提供主要由奧氏體相構成的鋼板坯；在足以使奧氏體相再結晶的第一溫度下以一個或多個熱軋道次壓縮所迷鋼板坯以形成鋼板；在低于第一溫度并且高于Ar3轉變溫度的第二溫度范圍以一個或多個熱軋道次壓縮所述鋼板，在所述笫一溫度下奧氏體相不發(fā)生再結晶；進一步在介于約Ar3轉變溫度和約An轉變溫度之間的第三溫度范圍以一個或多個熱軋道次壓縮所述鋼板；和將所述鋼板以至少101C/秒(18。F/秒)的冷卻速率淬火到預先選擇的淬火停止溫度。15.權利要求14的鋼板，其中所述預先選擇的淬火停止溫度在約400t:至約室溫之間。16.權利要求14的鋼板，還包括在將鋼板淬火到預先選擇的淬火停止溫度前，在熱軋步驟之后在周圍空氣中將鋼板冷卻到不低于約500C的溫度。17.權利要求16的鋼板，其中在將鋼板淬火到預先選擇的淬火停止溫度前，在周圍空氣中冷卻的步驟中，將鋼板冷卻到約500t;至約650"C之間的溫度。18.權利要求14的鋼板，其中所述鋼板包含平均晶粒尺寸約5微米或更小的鐵素體和晶粒尺寸約IO微米或更小的原始奧氏體。19.權利要求14的鋼板，還包括將鋼板形成為管。20.權利要求14的鋼板，還包括使用UOE技術將鋼板形成為管線管。全文摘要提供了具有軟和硬相復合顯微組織的雙相高強度鋼，所述復合顯微組織可提供低的屈服比、高的應變能力、優(yōu)異可焊性及高韌性。該雙相鋼包括約10體積％至約60體積％的主要由細晶粒鐵素體構成的第一相或組分。該第一相具有平均晶粒尺寸約5微米或更小的鐵素體。所述雙相鋼還包括約40體積％至約90體積％的第二相或組分，所述第二相或組分包括細晶粒馬氏體、細晶粒下貝氏體、細晶粒粒狀貝氏體、細晶粒退化上貝氏體或它們的任何混合物。還提供了其制備方法。文檔編號B32B15/01GK101331019SQ200680047438公開日2008年12月24日申請日期2006年10月17日優(yōu)先權日2005年10月24日發(fā)明者A·奧贊克辛,D·P·費爾凱爾德,J·庫,N·V·邦加魯,原卓也,寺田好男,朝日均,杉山昌章,陳炫佑申請人:?？松梨谏嫌窝芯抗?新日本制鐵株式會社