具有厚度变化的带材的制造方法以及相应的带材与流程

本发明涉及一种由铁基合金制成且沿长度方向厚度变化的带材制造方法。

背景技术：

低温因瓦合金，尤其M93，因其较小的热膨胀系数而非常适合用于低温流体的运输。

在此类应用中，需通过焊接等手段对不同厚度的低温因瓦合金部件进行组装。

然而，上述方式得到的组合件并不完全理想。具体而言，在各部件组合所形成的结构中，上述焊接处形成弱化区域。这些弱化区域的存在可能导致疲劳强度的降低。

技术实现要素：

本发明的目的在于提出一种主要基于铁和镍的带材，以解决上述问题，所述带材可用于制造在机械方面获得加强的结构。

为实现此目的，本发明涉及一种根据权利要求1的制造方法。

根据具体实施方式，所述制造方法具有权利要求2至11特征中的一个或多个特征，这些特征既可作为单独特征，也可按照技术上允许的所有结合方式相互结合。

本发明还涉及一种根据权利要求12或13的坯件制造方法。

本发明还涉及一种根据权利要求14的低温管段制造方法。

本发明还涉及一种根据权利要求15至17的具有厚度变化的带材。

本发明还涉及一种根据权利要求18至20的坯件。

本发明还涉及一种根据权利要求21和22的低温管段。

本发明还涉及一种根据权利要求23至25的组合件。

附图说明

通过参考附图阅读以下作为实施例给出的具体描述，可以更好地理解本发明，附图中：

图1为初始带材的纵剖示意图；

图2为中间带材的纵剖示意图；

图3为具有厚度变化的带材的纵剖示意图；

图4为本发明制造方法所得的坯件示意图；

图5为带第二部件的第一坯件组合件的纵剖示意图；

图6为以端对端方式组合的两个坯件的纵剖示意图；

图7为低温管的纵剖示意图。

具体实施方式

以下描述一种根据本发明的例示带材制造方法，该带材的厚度沿其长度方向变化，而且由主要基于铁和镍的合金制成。

在该方法的第一步骤中，提供由热轧所获得的初始带材1。

初始带材1为由低温因瓦型合金制成的带材。此合金按重量包括：

34.5％≤Ni≤53.5％

0.15％≤Mn≤1.5％

0≤Si≤0.35％，优选0.1％≤Si≤0.35％

0≤C≤0.07％，

可选包括：

0≤Co≤20％

0≤Ti≤0.5％

0.01％≤Cr≤0.5％

其余为加工过程中引入的铁和杂质。

值得注意的是，硅具有脱氧作用以及提高合金耐腐蚀性的功能。

低温因瓦型合金为具有如下三个主要特性的合金：

-在温度降至低温流体的液化温度T_L之前，其针对马氏体相变具有稳定性。所述低温流体例如为液态丁烷、液态丙烷、液态甲烷、液氮或液氧。该合金内的γ相形成元素——镍(Ni)、锰(Mn)和碳(C)的含量被调整至使得马氏体相变开始温度严格低于所述低温流体的液化温度T_L。

-其处于室温和所述低温流体的液化温度T_L之间具有较低的平均热膨胀系数。

-其不发生任何“韧-脆”恢复转变。

优选地，所使用合金具有：

-在20℃～100℃范围内，平均热膨胀系数小于或等于10.5×10^-6K^-1，尤其小于或等于2.5×10^-6K^-1；

-在-180℃～0℃范围内，平均热膨胀系数小于或等于10×10^-6K^-1，尤其小于或等于2×10^-6K^-1；

-在大于或等于-196℃温度下，恢复力大于或等于100J/cm²，尤其大于或等于150J/cm²。

优选地，所使用合金具有如下重量百分比组成：

34.5≤Ni≤42.5％

0.15％≤Mn≤0.5％

0≤Si≤0.35％，优选0.1％≤Si≤0.35％

0.010％≤C≤0.050％

可选地：

0≤Co≤20％

0≤Ti≤0.5％

0.01％≤Cr≤0.5％

其余为加工过程中引入的铁和杂质。

在此情况下，所使用合金优选具有：

-在20℃～100℃间小于或等于5.5×10^-6K^-1的平均热膨胀系数；

-在-180℃～0℃间小于或等于5×10^-6K^-1的平均热膨胀系数；

-在≥-196℃温度下，大于或等于100J/cm²，尤其大于或等于150J/cm²的恢复力。

更加尤其地，

35％≤Ni≤36.5％

0.2％≤Mn≤0.4％

0.02≤C≤0.04％

0.15≤Si≤0.25％

可选地：

0≤Co≤20％

0≤Ti≤0.5％

0.01％≤Cr≤0.5％

其余为加工过程中必然引入的铁和杂质。

在此情况下，所述合金优选具有：

-在20℃～100℃间小于或等于1.5×10^-6K^-1的平均热膨胀系数；

-在-180℃～0℃间小于或等于2×10^-6K^-1的平均热膨胀系数；

-在≥-196℃温度下，大于或等于200J/cm²的恢复力。

此种合金为低温因瓦型合金。该合金的商品名为-M93。

通常，所使用合金在电弧炉或真空感应炉中加工。

在通过钢包精炼操作调整残留合金元素含量后，该合金被铸成半成品，并实施热加工，尤其热轧，以制得带材。

上述半成品例如为铸锭。或者，其也可以为由连续板坯铸机连续铸造的板坯。

之后，利用连续剥离抛光工艺，减少上述所得带材的如下瑕疵：炉甘石、氧化渗透、鳞片以及该带材长度方向和宽度方向上的厚度不均匀处。

上述抛光尤其通过砂轮或砂纸完成。抛光的一个功能在于去除剥离残留物。

上述抛光步骤结束时，即获得本发明方法第一步骤中提供的初始带材1。

可选地，在均匀冷轧步骤之前，先对所述带材实施退火，以实现微结构均匀化。此微结构均匀化退火尤其为一个在下文称作微结构均匀化退火炉的热处理炉内实施的连续退火工艺，其中，该微结构均匀化退火炉的保温时间为2分钟～25分钟，而且所述微结构均匀化退火过程中带材温度为850℃～1200℃。

初始带材1具有1.9mm～18mm范围内的一恒定厚度E₀(见图1)。

之后，通过均匀冷轧步骤，对初始带材1进行轧制。所述均匀轧制沿初始带材1的长度方法进行。

均匀轧制是指将具有恒定厚度的带材转化为同样具有恒定厚度的更薄带材。

更具体而言，所述均匀轧制步骤包括使所述带材在轧机内一次或多次通过处于运转轧辊之间的轧隙。在所述均匀轧制步骤中的每次轧制过程中，所述轧隙的隙宽保持不变。

上述均匀轧制步骤形成中间带材3，该中间带材具有沿轧制方向(即沿中间带材3的长度方向)的恒定厚度E_c(见图2)。

可选地，所述均匀轧制步骤包括至少一次中间再结晶退火。

当采用中间再结晶退火时，该中间再结晶退火实施于相继两次均匀轧制之间。替代地或可选地，所述中间再结晶退火实施于所述均匀轧制步骤之后且柔性轧制步骤之前，即实施于所述均匀轧制步骤中的所有轧制工序完成之后。

举例而言，所述中间再结晶退火为实施于中间退火炉内的连续退火，所述中间退火过程中带材温度为850℃～1200℃，中间退火炉内的保温时间为30秒～5分钟。

所述均匀轧制步骤中的该中间再结晶退火，或所述均匀轧制步骤中的多次中间再结晶退火中的最后一次中间再结晶退火，在所述带材厚度E_i处于初始带材1厚度E₀和中间带材3厚度E_c之间时进行。

当在所述均匀轧制步骤之后实施所述中间再结晶退火时，该中间再结晶退火过程中的带材厚度E_i与所述柔性轧制步骤开始时的中间带材3厚度E_c相等。

在至少实施一次中间再结晶退火的各实施方式中，较有利地，仅实施一次中间再结晶退火。具体而言，此单次中间再结晶退火实施于当所述带材厚度E_i严格大于中间带材3厚度E_c时的相继两次均匀轧制之间。

优选地，所述均匀轧制步骤不包括任何中间退火。

之后，对上述均匀轧制步骤完成后得到的厚度为E_c的中间带材3实施柔性冷轧步骤。

所述柔性轧制的轧制方向为中间带材3的长度方向。

通过柔性轧制，可获得厚度沿长度方向变化的带材。

为实现此目的，所使用轧机的轧隙宽度连续变化。该变化的方式取决于带材被轧制部分的所需厚度，以获得沿长度方向厚度变化的带材。

更具体而言，如图3所示，在所述柔性轧制步骤结束后，具有厚度变化的带材4包括具有第一厚度e+s的第一区域7，以及具有第二厚度e的第二区域10，第二厚度e小于第一厚度e+s。第一厚度e+s和第二厚度e分别对应一给定轧隙宽度。

第一区域7和第二区域10分别具有基本恒定的厚度e+s和e。

这些区域由连接区域11相互连接，每一连接区域均具有沿具有厚度变化的带材4长度方向变化的厚度。连接区域11的厚度在e和e+s之间变化。根据一种实施例，其在e和e+s之间线性变化。

上述均匀轧制步骤和柔性轧制步骤在第一区域7产生塑性变形比τ₁，其中，第一区域7为带材4的最厚区域；如果采用中间再结晶退火，则塑性变形比τ₁产生于该中间再结晶退火之后；塑性变形比τ₁大于或等于30％，更具体而言为30％～98％，更加具体而言为30％～80％。在上述范围内，较有利地，塑性变形比τ₁大于或等于35％，更具体而言为大于或等于40％，更加具体而言为大于或等于50％。

产生于第一区域7内的塑性变形比τ₁定义如下：

-如果所述均匀轧制步骤内不实施中间再结晶退火，则塑性变形比τ₁为该均匀轧制步骤和上述柔性轧制步骤在带材4的第一区域7产生的总缩减比，即因厚度从最初厚度E₀缩减至厚度e+s产生的比率。

在此情况下，以百分比表示的塑性变形比τ₁如下式所示：

${\mathrm{\τ}}_1=\frac{E_0-(e+s)}{E_0}\×100---\left(1\right)$

因此，当不实施中间再结晶退火时，塑性变形比τ₁等于上述均匀轧制步骤和柔性轧制步骤在第一区域7产生的总缩减比。

-如果所述均匀轧制步骤内至少实施一次中间再结晶退火，则塑性变形比τ₁为因带材厚度从所述均匀轧制步骤中最后一次中间再结晶退火实施时的厚度E_i缩减为厚度e+s而在第一区域7内产生的缩减比。

在此情况下，以百分比表示的塑性变形比τ₁如下式所示：

${\mathrm{\τ}}_1=\frac{E_i-(e+s)}{E_i}\×100---\left(2\right)$

因此，当所述均匀轧制步骤中实施一次或多次中间再结晶退火时，塑性变形比τ₁严格小于所述均匀轧制步骤和柔性轧制步骤在第一区域7产生的总缩减比。

当实施中间再结晶退火时，该中间再结晶退火后第二区域10中产生的塑性变形比τ₂严格大于第一区域7内的塑性变形比τ₁。塑性变形比τ₂的计算方法与上述类似，将上式(1)和(2)中的e+s替换为e即可。

第二区域10和第一区域7之间的塑性变形比之差Δτ表示为关系式：Δτ＝τ₂-τ₁。

当厚度E₀严格大于2mm时，较有利地，上述差值Δτ小于或等于13％。当厚度E₀小于或等于2mm时，较有利地，该差值小于或等于10％。

更具体而言，当E₀严格大于2mm时，上述差值Δτ小于或等于10％。当E₀小于或等于2mm时，该差值Δτ小于或等于8％。

有利地，上述柔性轧制步骤前中间带材3的厚度E_c尤其为等于第二区域10的厚度e与取值为1.05～1.5的缩减系数k的乘积。有利地，k约等于1.3。

有利地，第一和第二区域7，10的厚度e+s和e符合下式：

e+s＝(n+1).e

其中，n为处于0.05～0.5范围内的常系数。

换句话说，第一厚度e+s等于第二厚度e乘以取值为1.05～1.5的倍增系数。

上式还可表示为如下形式：s＝n.e，即第一区域7比第二区域10多出的厚度等于第二区域10的厚度e与系数n的乘积。

第二区域10的厚度e为0.05mm～10mm，尤其为0.15mm～10mm，更尤其为0.25mm～8.5mm。当所制为片材时，厚度e小于或等于2mm，更有利为0.25mm～2mm。当所制为板材时，厚度e严格大于2mm，尤其为2.1mm～10mm，更尤其为2.1mm～8.5mm。

在此之后，在上述柔性轧制步骤所得的具有厚度变化的带材4上实施最终再结晶退火。

所述最终再结晶退火为最终退火炉内的连续退火。所述最终再结晶退火过程中，最终退火炉的温度恒定。所述最终再结晶退火过程中，带材4的温度为850℃～1200℃。

所述最终退火炉内的保温时间为20秒～5分钟，更尤其为30秒～3分钟。

带材4在所述最终退火炉内的行进速度为恒定速度。例如，在加热长度为10m的最终退火炉内，上述行进速度为2m/分～20m/分。

在上述最终退火过程中，有利地，带材4的温度为1025℃。在此情况下，对于第二区域10厚度e小于或等于2mm的具有厚度变化的带材4而言，所述最终退火炉内的保温时间例如为30秒～60秒。对于第二区域10厚度e严格大于2mm的具有厚度变化的带材4而言，所述最终退火炉内的保温时间例如为3分钟～5分钟。

上述最终退火炉内的保温时间及最终退火温度选择为，在所述最终再结晶退火之后，可得到在第一区域7和第二区域10之间具有准均匀机械特性和准均匀晶粒尺寸的带材4。以下，将对“准均匀”的含义进行描述。

优选地，所述最终退火在还原性气氛中实施，例如纯氢或H₂-N₂气氛。气体结霜温度优选为低于-40℃。当采用H₂-N₂气氛时，N₂含量可以为0％～95％。所述H₂-N₂气氛例如包括约70％的H₂以及30％的N₂。

根据一种实施方式，具有厚度变化的带材4从柔性轧制轧机直接进入所述最终退火炉，即中间不对具有厚度变化的带材4进行任何卷绕。

在替代方案中，在所述柔性轧制步骤之后，先将具有厚度变化的带材4卷绕后送至最终退火炉，然后再将其展开并施加最终再结晶退火。

根据此替代方案，尤其当带材4第二区域10的厚度e约为0.7mm时，带材4的卷绕长度例如为100m～2500m。

在最终再结晶退火之后，所得带材4的厚度沿长度方向变化，且具有如下特征。

其包括厚度为e+s的第一区域7以及厚度为e的第二区域，这两区域可选由厚度在e和e+s之间变化的连接区域11相互连接。

优选地，根据ASTM E112-10标准，第一区域7的平均晶粒尺寸数与第二区域10的平均晶粒尺寸数的绝对值之差小于或等于0.5。其中，利用ASTM E112-10标准中描述的典型图片对照法，确定以ASTM数表示的此类平均晶粒尺寸。在该方法中，将在给定放大倍数下拍摄于光学显微镜屏幕上并经反衬刻蚀处理后的样品晶粒结构图像与反衬刻蚀处理后的不同大小孪晶颗粒的典型图像(对应于该标准的板III)相对照，以确定该样品的平均晶粒尺寸。其中，样品平均晶粒尺寸数确定为与显微镜屏幕上所观察到的图像最为相似的典型图像所使用放大倍数相对应的数。

如果显微镜屏幕上所观察到的图像处于两个连续晶粒尺寸的典型图像之间，则显微镜屏幕上所观察到的图像的平均晶粒尺寸数确定为与所述两典型图像所使用放大倍数分别对应的两数的算术平均数。

更具体而言，第一区域7的平均晶粒尺寸数G1_ASTM最多比第二区域10的平均晶粒尺寸数G2_ASTM小0.5。

具有厚度变化的带材4可具有准均匀机械性能。

具体而言：

-第一区域7的0.2％屈服强度Rp1与第二区域10的0.2％屈服强度Rp2的绝对值之差小于或等于6MPa；

-第一区域7的极限抗拉强度Rm1与第二区域10的极限抗拉强度Rm2的绝对值之差小于或等于6MPa；

按照传统定义，0.2％屈服强度是指发生0.2％塑性变形时的应力值。

按照传统定义，极限抗拉强度对应于测试样品发生压缩前的最大应力。

在图示实施例中，具有厚度变化的带材4具有沿带材4的整个长度周期性重复的结构。该结构依次包括长度为的半个第一区域7，长度为L3的连接区域11，长度为L2的第二区域10，长度为L3的连接区域11，以及长度为的半个第一区域7。

有利地，第二区域10的长度L2大幅大于第一区域7的长度L1。举例而言，长度L2为长度L1的20～100倍。

每个由一个第一区域7以及旁边的两个连接区域11形成的结构构成具有厚度变化的带材4的一个高厚度区，即厚度大于e的区域。因此，具有厚度变化的带材4由厚度为e且长度为L2的第二区域10，以及所述高厚度区组成。

上述最终再结晶退火完成后，通过切割高厚度区将具有厚度变化的带材4切断，优选地，所述切割位置为高厚度区中央。

如此，便获得如图4所示的坯件12，该坯件包括一个长度为L2的第二区域10，该第二区域10的两纵向末端均连接一个长度为L3的连接区域11以及长度为的半个第一区域7。

上述切断步骤之后，按照已知调平方法将坯件12调平。

之后，将坯件12卷成单位料卷。

根据上述制造方法的一种替代方案，在最终再结晶退火之后以及切成坯件12之前，将具有厚度变化的带材4调平。

根据此替代方案，通过切割已调平的具有厚度变化的带材4的高厚度区，形成坯件12。优选地，所述带材4的切割位置为高厚度区的中央。

所述切割例如在用于调平带材4的调平机上完成。或者，先将调平后的带材4卷成料卷，然后使用调平机之外的其他机器将其切断。

之后，再将坯件12卷成单位料卷。

通过上述制造方法，可获得一体成型的坯件12，包括厚度为e的中央区域13，该中央区域两侧为加强末端14，即其厚度大于中央区域13的厚度e。坯件12切取自具有厚度变化的带材4，其加强末端14对应于具有厚度变化的带材4的高厚度区，中央区域13对应于具有厚度变化的带材4的第二区域10。

因上述坯件12是沿长度方向厚度变化的一体成型件，因此无现有技术焊接组合件的弱点。此外，其加强末端14允许其通过与其他部件焊接的方式组合，并与此同时使得此组合方式因焊接产生的机械弱点最小化。

根据替代方案，例如可通过切割带材4的其它位置，而非两相邻高厚度区的方式，获得坯件12。例如，可通过交替切割带材4的高厚度区和第二区域10的方式获得坯件12。在此情形中，所得坯件12具有单个厚度大于e的加强末端14。

此外，还可通过切割相邻第二区域10的方式获得坯件12。

举例而言，如图5所示，本发明坯件12可通过将该坯件12的其中一个加强末端14与第二部件16的边缘焊接的方式，与第二部件16组合。优选地，第二部件16的厚度e’大于坯件12的中央区域13的厚度。所述焊接更具体而言为搭焊。

部件16可以为上述坯件12。

在此方面，如图6所示，两个坯件12以端对端方式焊接组合。这两个坯件12通过其加强末端14相互焊接。

在图5和图6所示实施例中：

-中央区域13的长度例如为40m～60m；

-每个加强末端14的长度例如为0.5m～2m。

第二厚度e尤其等于0.7mm。

第一厚度e+s约等于0.9mm。

在替代方案中，坯件12制成为非平面部件。

在此方面，如图7所示实施例，坯件12制成为管段18。

坯件12沿其长度方向延伸的边缘称为纵向边缘。

在制造管段18时，沿坯件12的宽度方向，即绕纵向轴线L，将该坯件卷起，从而制成卷制坯件。之后，将卷制坯件的纵向边缘相互焊接，从而形成管段18。此管段18具有厚度为e的圆筒状中央区域20，以及厚度大于厚度e且尤其等于e+s的圆筒状加强末端22。

之后，再通过将至少两个管段18的加强末端22相互焊接而制成管体24。所述焊接为轨迹焊，尤其为端对端型轨迹焊。

加强末端22的厚度e+s取决于管体24安装和使用过程必须经受的拉力。

上述管体24例如为适于输送液化天然气的低温管，该管例如用于形成液化天然气输送用低温水下管道的外涂防腐蚀材料的主管体，或者形成此类管道的内管。

在此情况下，举例而言：

-厚度e约等于8.2mm；

-厚度e+s约等于9.43mm。

管段18的中央区域20的长度L2约等于8m。

本发明制造方法极其有益。具体而言，通过该方法，可获得由主要基于铁和镍的合金制成的带材，该带材具有：以上所述化学组成；不同厚度的不同区域；以及准均匀机械特性。这些特性通过采用大于或等于30％的塑性变形比而获得，该塑性变形比由均匀轧制和柔性轧制步骤于可选中间再结晶退火之后生成于所述带材的最厚部分。

以下，通过实验例子说明所要求保护的塑性变形比范围对于此类合金的重要性。

在第一系列实验中，制得变厚度片材，即第二区域10的厚度e小于或等于2mm的变厚度带材4。

下表1所示为不采用任何中间再结晶退火的具有厚度变化的片材制造试验。

下表2所示为表1各试验所得片材的特性。

下表3所示为在厚度E_i时实施中间再结晶退火的具有厚度变化的片材制造试验。

下表4所示为表3各试验所得片材的特性。

在第二系列实验中，制得变厚度板材，即第二区域10的厚度e严格大于2mm的变厚度带材4。

表5所示为采用及不采用中间退火的具有厚度变化的板材制造试验。

下表6所示为表5各试验所得板材的特性。

在所有上述各表中，以下划线标示的为本发明的试验。

可以看出，当可选中间再结晶退火后的塑性变形比τ₁大于或等于30％时(表1试验1～7，表3试验1～3，以及表5试验1～9)，所得具有厚度变化的带材4的第一区域7(厚度e+s)平均晶粒尺寸ASTM数和第二区域10(厚度e)平均晶粒尺寸ASTM数之间的绝对值之差小于或等于0.5。此较小的第一区域7和第二区域10间平均晶粒尺寸差使得带材4具有准均匀机械特性，即第一区域7和第二区域10间0.2％屈服强度绝对值差ΔRp小于或等于6MPa，第一区域7和第二区域10间极限抗拉强度绝对值差ΔRm小于或等于6MPa。

由此可见，当以恒定温度和恒定行进速度实施简单的再结晶退火时，可在该再结晶退火后获得具有准均匀机械特性和准均匀晶粒尺寸的具有厚度变化的带材4。