VLIV TECHNOLOGIE SVAŘOVÁNÍ NA ZMĚNY MECHANICKÝCH HODNOT U MIKROLEGOVANÝCH OCELÍ

VLIV TECHNOLOGIE SVAŘOVÁNÍ NA ZMĚNY MECHANICKÝCH HODNOT U MIKROLEGOVANÝCH OCELÍ INFLUENCE OF WELDING TECHNOLOGY ON CHANGES OF MECHANICAL VALUES OF MICRO-ALLOYED STEELS Antonín Kříž Department of Material Engineering and Engineering Metallurgy, ZČU-Plzeň, Univerzitní 22, Plzeň 306 14, Czech Republic Abstrakt This article responds to needs of industrial use of microalloyed steels for rail vehicle design solutions. Welded steel plates were cut to obtain tensile testing, bend testing and metallographic samples. Results of tensile tests have indicated changes in the tensile strength and the elastic-plastic properties. This effect is due to deviations from the proper welding procedure. For this reason, metallographic and fractographic observations were conducted on fractured tensile test specimens. Consequently, changes to the welding technology were introduced and the results of subsequent tests were more favourable than the previous ones. This article is a response to the needs of engineering design practice where new advanced materials should be introduced, while their technological aspects must be observed as well. ÚVOD Tento příspěvek navazuje na výsledky svařování oceli DOMEX 700MC presentované v roce 2007, kdy byly odzkoušeny jednotlivé typy svarů. V závěru loňského příspěvku bylo konstatováno, že mechanické vlastnosti oceli nejsou náchylné na směr válcování, v souvislosti s typem svaru ( V, 1/2V a koutový svar). Expertízy neprokázaly žádné významné negativní změny mechanických vlastností, přesto bylo doporučeno, aby byla pozornost věnována technologii svařování. Jak vyplývá z podstaty mikrolegovaných ocelí, pak právě nekontrolovaný přísun tepla (např. při svařování) může zapříčinit nežádoucí pokles mechanických vlastností. Proto bylo doporučeno se touto problematikou zabývat. Tento článek hodnotí nově zvolené parametry svařování a to z hlediska mechanických vlastností i metalografických výsledků. Mikrolegovaným ocelím je dnešními výrobci zejména v průmyslu dopravních prostředků věnována vysoká pozornost. Požadavkem je, aby materiál splňoval celou řadu, mnohdy protichůdných vlastností. Na jedné straně je to vyšší mez kluzu a pevnosti, na druhé straně dostatečná tažnost a svařitelnost[1; 2]. Pro konstruktéry je důležitým faktorem zjistit změnu užitných vlastností materiálu při použití jednotlivých technologií výroby. U kolejových vozidel je svařování nejčastěji používaná technologie, proto se pozornost orientuje na zjištění rozsahu změn užitných vlastností mikrolegovaných ocelí při zvolených parametrech svařování. K posouzení vlivu svařování byla zvolena ocel DOMEX 700MC, neboť s ocelemi této pevnostní třídy se počítá pro stavbu skříní elektrických lokomotiv. 1

1. EKONOMICKÉ HODNOCENÍ A VLASTNOSTI OCELI DOMEX 700MC Mikrolegované oceli jsou zajímavým sortimentem nejen z hlediska dosahovaných hodnot mechanických popř. i dalších vlastností (např. vyšší odolnost proti korozi), ale také svojí cenou. Ta se odvíjí od klasických ocelí a to proto, že obsah cenu zvyšujících prvků je na velmi nízké hodnotě (do 0,5%). Cena posuzované mikrolegované oceli DOMEX700MC se dle množství odběru pohybuje okolo 32Kč/kg, zatímco ocel 11523 (S355J2G3) se prodává za cca 22Kč/kg. S přihlédnutím k mechanickým vlastnostem mikrolegované oceli (tab.1) vyplývá, že mez kluzu se zvýší o 75% a pevnost dokonce o 82%. Zvýšení pevnosti a meze kluzu umožňuje snížit hmotnost při zachování tuhosti o uvedených 75% tj. úspora je 6,50Kč na 1kg mikrolegované oceli. Mikroleogované oceli s sebou přináší také jistá rizika, která je třeba znát. Tato ocel je vyráběna švédskou firmou SSAB Tunnplat. Je charakterizována velmi vysokou pevností, výbornou plasticitou, dobrou rázovou houževnatostí a dobrou svařitelností. Tyto vlastnosti jsou zajištěny speciální technologií řízeného tváření. Tabulka 1 Chemické složení a mechanické vlastnosti oceli DOMEX 700MC[3] Table 1 - Chemical composition and mechanical properties of DOMEX 700MC steel C Si Mn P S Al Nb Ti V 0,12 0,1 2,1 0,025 0,01 Min. 0,015 0,09 0,15 0,2 Nb+V+Ti max. 0,22%; Mo max. 0,5%; B max. 0,005% Smluvní mez kluzu Rp0,2 Mez pevnosti Rm Tažnost A5 Min. 700 MPa 750-950 MPa Min 12% 2. TECHNOLOGIE SVAŘOVÁNÍ Cílem experimentů bylo nalezení optimálních parametrů svařování, tak aby bylo zabráněno degradaci vlastností mikrolegované oceli DOMEX 700MC. S ohledem na dříve získané poznatky a nejčastěji se vyskytující svary byla pozornost věnována V svarům. Pro experimentální účely byly dodány tabule plechu o tloušťce 6 mm a rozměru 900x1000mm s vyznačeným směrem válcování. V souvislosti s normou ČSN EN 1597-2 a s normou ČSN EN 288-3 změna A1 byly plechy připraveny pro aplikaci zvolených V svarů. Tvary a rozměry jednotlivých svarů byly v souladu se směrnicí normy. Svařování bylo provedeno svařovacím agregátem KEMPPI PRO 3200, technologií 135 (MAG). S ohledem na požadovanou vysokou technologickou kázeň a zručnost svářeče byla zvolena firma Schäfer Menk. Tato firma se dlouhodobě orientuje na využití mikrolegovaných ocelí, které používá pro výrobu namáhaných součástí jeřábů. Svařování probíhalo v ochranné atmosféře s 82%Ar a 18%CO 2. Přídavný materiál (drát o průměru 1 mm) byl EN 12 534 G Mn4Ni2CrMo (Thyssen UNION X90). Parametry svařování jsou uvedeny v tab.2. Teploty předehřevu a interpass teplota (která nepřesáhla 200 0 C) byly kontrolovány průběžně laserovým bezdotykovým pyrometrem. Pro posouzení sledovaných změn byly jednak provedeny zkoušky mechanických hodnot, zkouška vrubové houževnatosti při -40 C, metalografická analýza svarových spojů a stanovení průběhu tvrdosti a mikrotvrdosti. Výsledky byly doplněny fraktografickou analýzou. Ta bude dokumentována při prezentaci výsledků. 2

Tabulka 2 Odzkoušené parametry svařování Table 2 Test characteristics welding Svarový spoj č. Housenka č. Proud I [A] Napětí U [V] Rychlost svařování v sv [m/min] Předehřev [ 0 C] B1-B4 1 160 19 6,0-2 234 28 12,5 - B2-B5 1 115 19 4,0 80 2 230 28 13,0 80 B3-B6 1 150 21 7,0 80 2 260 31 16,0 80 A1-A4 1 136 19 5,0 80 2 262 30 13,0 80 A2-A5 1 120 19 5,0 75 2 240 29 13,0 80 A3-A6 1 130 19 5,0-2 242 28 13,0-3. METALOGRAFICKÁ ANALÝZA Vzorky byly odebrány ze svařených desek v souladu s normou ČSN EN 288-3A1. Struktura byla zviditelněna leptadlem 3% NITAL a dokumentována pomocí světelného i řádkovacího elektronového mikroskopu. Následující makrosnímky dokumentují stav jednotlivých svarových spojů a iniciované změny základního materiálu. Lokality pro makrodokumentaci byly odebrány v místě 50 mm od okraje svařovaného kusu a proto se mohly v detailech lišit od snímků z mikrostruktury. Jak vyplývá z výsledků, byly všechny analyzované svary bez vnitřního defektu. Drobné občasné defekty byly v souvislosti s jinými analýzami objeveny. Tyto defekty byly pečlivě prozkoumány a s ohledem na jejich minimální výskyt je lze považovat za bezvýznamné. V některých oblastech lomové plochy ovlivnily stav lomové plochy, nicméně s ohledem na délku svaru není třeba se obávat snížení jeho pevnosti. Jiná situace by mohla nastat v případě cyklického namáhání. Při tomto namáhání by se mohl iniciovat únavový lom. V případě aplikací svaru na dynamicky namáhané součásti je bezpodmínečně nutné, aby byl kořen první housenky vybroušen. Na vzorcích, jejíchž struktury jsou dokumentovány na makrosnímcích, bylo provedeno měření průběhu tvrdosti HV5 a mikrotvrdosti HV 0,05 (50g). Výsledky jsou uvedeny v následující kapitole. Při metalografické studii, která byla provedena na vzorcích uvedených lokalit byla pozornost zaměřena jednak na strukturní stav jednotlivých oblastí tj. svarového kovu, tepelně ovlivněné oblasti a stavu základního materiálu především přítomnost segregačních pásů. U sledovaných vzorků byly stanoveny velikosti tepelně ovlivněných oblastí a velikost první housenky. Obě tyto hodnoty úzce souvisí s teplotou vnesenou do materiálu. Na některých snímcích bylo vidět, že tepelně ovlivněná oblast byla širší. První housenka byla od druhé více natavena. Šířku tepelně ovlivněné oblasti a natavení první housenky určuje nejen svařovací proud a napětí, ale také rychlost svařování. Na makrosnímcích dokumentující jednotlivé oblasti svařovaného materiálu jsou jednotlivé rozdíly patrny. V tab. 3 jsou uvedeny velikosti jednak tepelně ovlivněné oblasti, ale i velikost první housenky. 3

Obr.1 Makrosnímky jednotlivých svarů Fig. 1 - Macrophotos of individual welds Jak dokumentuje tab. 3 je u plechů, které byly svařovány největším proudem a poměrně malou rychlostí, největší tepelně ovlivněná oblast. Vnesené teplo způsobilo rovněž větší zpětné odtavení první housenky, která je tak menší. Tepelně ovlivněná oblast nemá stejnou strukturu v celém svém objemu. Jak posléze bude dokumentováno i pomocí průběhu mikrotvrdosti, jsou zachyceny dvě odlišné části. V části blíže ke svaru je hrubozrnější struktura, která přechází v jemnější až následuje tepelně neovlivněný materiál, který je v případě oceli DOMEX tvořen velmi jemnou feritickou strukturou s malými oblastmi perlitu. V oblasti největšího zrna je nejčastěji mikrotvrdost nejnižší. Do této oblasti jsou také 4

soustředěny všechny sledované lomy. Jak vyplyne z dalších analýz vrubové houževnatosti byly do této oblasti umístěny vruby zkušebních tyčí pro zkoušku rázem v ohybu. Neboť tato oblast je kritickým místem pro degradaci všech sledovaných vlastností. Degradace vlastností je způsobena jednak přítomností jehlicovité struktury a také podstatně větší velikostí zrna. V druhé části tepelně ovlivněné oblasti je zachována jehlicovitá struktura, avšak zrno má podstatně menší velikost. Tato část jehlicovité struktury byla pro stanovení šířky tepelně ovlivněné oblasti ještě v uvedených hodnotách (tab. 3) zahrnuta. Tabulka 3 Velikost tepelně ovlivněných oblastí Table 3 Area heat-affected zone of basic material Vzorek Šířka tepelně ovlivněné oblasti [mm] Velikost první housenky [mm] A1-A4 (A1) 2,90 0,89 A2-A5 (A5) 2,07 2,05 A3-A6 (A3) 2,06 1,98 B1-B4 (B1) 1,98 2,22 B2-B5 (B5) 2,12 1,55 B3-B6 (B3) 2,25 1,59 S V A R Obr. 2 Tepelně ovlivněná oblast základního materiálu Fig. 2 Heat-affected zone of basic material 4. MĚŘENÍ TVRDOSTI A MIKROTVRDOSTI Hodnota tvrdosti komplexně zahrnuje celou řadu vlastností, které vychází z elastickoplastických vlastností daného materiálu. Z tohoto důvodu je přesnější charakteristikou materiálu jeho strukturní stav, nicméně hodnoty tvrdosti mohou kvantifikovat danou situaci. Z tohoto důvodu jsou výsledky z měření tvrdosti uvedeny až po metalografické analýze, která věrněji popisuje daný materiál. Tvrdost byla zjišťována vnikací metodou, jejíž hodnota je závislá na vzniklé plastické deformaci. V lokalitách, kde je nízká hodnota tvrdosti jsou dobré podmínky pro plastickou deformaci. V této oblasti se pak začíná materiál nejen přednostně deformovat, ale také v této oblasti dojde nejčastěji k vyčerpání plastické deformace a následkem toho k vytvoření podmínek pro vznik trhliny. Proto s největší pravděpodobností v místě, kde je nejnižší tvrdost dojde při limitním zatížení ke vzniku lomu. Pouze v případě víceosého namáhání, nebo 5

v případě vnitřních defektů dojde k iniciaci lomu v jiných oblastech. V reálném zatěžování je víceosé namáhání běžné, ale při zkoušce tahem je jednoosé namáhání, přičemž až v závěru testu při zúžení zkušební vzorky (nastane-li) se začne uplatňovat tříosá napjatost. Jak vyplynulo již z metalografické analýzy, ve svařeném spoji nelze vyloučit přítomnost defektů jako např. neprovařený kořen housenky, zavařené zbytky strusky apod. Proto také může lom procházet jinými lokalitami, než určí tvrdost. Měření mikrotvrdosti bylo provedeno s využitím Hanumanova indentoru. Měření bylo prováděno od osy svaru postupným vytvářením vtisků při zatížení 50g. Vtisky byly umístěny v přímce ve středu vzorku vždy ve vzdálenosti cca 300 µm od sebe. Měření bylo ukončeno při dosažení tepelně neovlivněného materiálu. Jednotlivé průběhy mikrotvrdostí nemají žádný charakterický společný trend. Přesto vždy alespoň v několika lokalitách tepelně ovlivněné oblasti došlo k poklesu hodnot mikrotvrdosti HV0,05. Při detailním sledování jsou zřetelné určité shodné znaky. V oblasti s hrubozrnnou strukturou došlo k nepatrnému nárůstu mikrotvrdosti tj. schopnost plastické deformace je v této oblasti zhoršena. V další tepelně ovlivněné oblasti, kde sice již neproběhla rekrystalizace, ale zrna jsou usměrněna teplotním tokem je mikrotvrdost nejnižší. V této lokalitě probíhá plastická deformace lépe. Jestliže budou vyloučeny další upřednostňující podmínky pro iniciaci a rozvoj poškození, pak právě v této oblasti bude docházet ke vzniku poškození. I přestože je tato lokalita z hlediska vzniku poškození shledána jako kritická, dalším slabým článkem je oblast hrubozrnné struktury, kde jsou plastické schopnosti materiálu potlačeny z důvodu velkých zrn a karbidických fází po jejich hranicích. Potlačením plastických deformací popř. jejich rychlým vyčerpáním následkem koncentrací napětí (strukturní defekty, hrubozrnná struktura, překážky při pohybu dislokací..) dojde ke zhoršení tažnosti. Jak vyplyne z následující kapitoly, tento případ nastal také u sledovaných svarových spojů. Hodnoty tvrdosti při zatížení Vickersova indentoru 5kg (49N) byly provedeny tak, aby charakterizovaly stav jednotlivých oblastí. Na rozdíl od mikrotvrdosti zasahují větší část plochy struktury a proto nejsou získané hodnoty tak ovlivněny mikrostrukturním stavem jednotlivých zrn. Velikost vtisku byla okolo 200µm. Vliv na dosaženou hodnotu má materiál i zhruba ze stejné hloubky. Jak dokumentují získané hodnoty tvrdosti byly ve všech případech nejnižší v tepelně ovlivněné oblasti tam, kde je jemnozrnnější jehlicovitá struktura ovlivněna tepelným tokem. V této oblasti je tvrdost okolo 210HV5. Tvrdost svarového spoje se pohybuje okolo 230HV5 a u základního materiálu je to od 250 do 265 HV5. Získané výsledky potvrzují dosažené hodnoty mikrotvrdosti, kde hodnoty nebyly až tak jednoznačně odlišné (důvod byl uveden výše). Na základě získaných poznatků lze očekávat, že nebudou-li v materiálu významné defekty a nebo nepřevládnou-li další výše uvedené faktory, pak lom iniciovaný limitním zatížením bude v oblasti jemné jehlicovité struktury (obr.2). 5. MECHANICKÉ VLASTNOSTI Mechanické vlastnosti byly zjištěny na univerzálním trhacím stroji Zwick-Roell ve Výzkumném ústavu ŠKODA Plzeň. Rychlost zatěžování byla do meze kluzu 7 mm/min a zbytek testu byl proveden při rychlosti 15 mm/min. Extenzometry bylo měřeno prodloužení na vzdálenosti 50 mm tak, že svar byl uprostřed. Všechny lomy byly iniciovány v oblasti mezi čelistmi extenzometru. V tab.č. 4 jsou uvedeny jednotlivé hodnoty meze kluzu, pevnosti a tažnosti. Při zkoušce tahem svařených plechů A1-A4 došlo k výraznému poklesu meze kluzu a meze pevnosti. Naopak zůstala poměrně vysoká tažnost. Lomová plocha je charakteristická rozdílnou lomovou topografií, která od klasického křehkého poškození transkrystalického křehkého štěpení až po tvárné poškození transkrystalickou jamkovou morfologií. Tyto oblasti 6

na sebe bezprostředně navazují a dokazují, že struktura v napěťovém poli byla heterogenní. Tato heterogenita se projevila na odlišné reakci materiálu na zatížení. Vzorek A1/1 byl rovněž po přetržení podroben dokumentaci také pomocí konfokálního laserového mikroskopu. Z výsledků tohoto pozorování vyplývá, že v celé tepelně ovlivněné oblasti jsou často přítomny drobné defekty vyvolané vysokými tahovými silami. V místech různé heterogenity dochází k rozvoji trhlin, jejichž rozvoj se mnohdy zastaví a pokračuje v jiné lokalitě. Až v případě dosažení kritické velikosti popř. kritického napětí dojde k úplnému rozvoji lomu. Tabulka 4 Hodnoty vyplývající ze zkoušky tahem Table 4 Values obtained from the tensile test Označení Youngův modul [MPa] Rp0,2 [MPa] Rm [MPa] A [%] A1-1 (A1-A4) 2,55496 10 5 661 769 7,1 A1-2 (A1-A4) 1,86023 10 5 671 774 7,5 A1-3 (A1-A4) 2,15932 10 5 676 791 8,2 odchylkou 2,19 10 5 ± 0,35 670±7,6 778±11,5 7,6±0,56 A3-1 (A3-A6) 2,61155 10 5 723 815 6,0 A3-2 (A3-A6) 2,07125 10 5 736 812 6,1 A3-3 (A3-A6) 1,69601 10 5 714 806 6,0 odchylkou 2,13 10 5 ± 0,46 724±3,13 811±4,6 6,03±0,06 A5-1 (A2-A5) 2,34535 10 5 736 823 6,5 A5-2 (A2-A5) 1,99376 10 5 687 798 4,9 A5-3 (A2-A5) 2,70560 10 5 709 821 5,4 odchylkou 2,35 10 5 ± 0,36 711,7±24,5 821±13,9 5,6±0,82 B1-2 (B1-B4) 2,16256 10 5 689 803 5,0 B1-2 (B1-B4) 2,41898 10 5 679 811 6,0 B1-3 (B1-B4) 2,02755 10 5 719 829 5,4 odchylkou 2,2 10 5 ± 0,20 696±20,82 814±13,32 5,46±0,5 B3-1 (B3-B6) 2,05766 10 5 678 785 4,2 B3-2 (B3-B6) 2,50522 10 5 679 794 5,3 B3-3 (B3-B6) 1,93009 10 5 673 796 6,6 odchylkou 2,16 10 5 ± 0,30 677±3,2 792±5,85 5,36±1,2 B5-1 (B2-B5) 1,89604 10 5 680 783 6,7 B5-2 (B2-B5) 1,90988 10 5 704 803 7,8 B5-3 (B2-B5) 1,90053 10 5 699 799 7,6 odchylkou 1,9 10 5 ± 0,07 694±12,66 795±10,6 7,36±0,58 6. ZKOUŠKA RÁZEM V OHYBU Cílem těchto testů bylo zjistit, jakými elasticko-plastickými vlastnostmi svařený materiál disponuje při nízkých teplotách. U kolejových vozidel je předpis minimální vrubové houževnatosti při -40 C KCV > 27J/cm 2. Z tohoto důvodu byla tato zkouška také zařazena. Vrub V byl umístěn do vzdálenosti 3 mm od osy svaru, tj. kořen vrubu byl v tepelně ovlivněné oblasti. Z dříve provedených experimentů vyplynulo, že právě v této oblasti je materiál nejcitlivější a je třeba tuto oblast podrobit zjištění změny vrubové houževnatosti. Vrub byl vyroben protažením, vzorky byly 7

ponechány v mediu s teplotou -40 C (CO 2 +ethylalkohol) po dobu 15 min. Po přeražení byly vzorky zdokumentovány pomocí streolupy a vybrané lomy byly podrobeny fraktografické analýze. Z dosažených hodnot vyplývá, že i při umístění vrubu do nejkritičtější lokality tepelně ovlivněné oblasti jsou dosažené hodnoty nad přípustnou mezí KCV (27J/cm 2 ). 7. ZÁVĚR Z jednotlivých analýz i z komplexního posouzení jejich výsledků vyplývá, že zvolené parametry nemají až tak významný vliv na degradaci vlastností mikrolegovaných ocelí. Byly voleny různé režimy svařování včetně experimentů s předehřevem. Rychlost svařování včetně svařovacího proudu se projevila především na velikosti první housenky a částečně také na velikosti tepelně ovlivněné oblasti. Tato oblast měla však vždy dvě rozdílné struktury. U svarového kovu byla struktura hrubozrnější s vyloučenými karbidy po hranicích zrn a dále od svaru byla struktura jemnozrnnější s jehlicovitou orientací ve směru odvodu tepla. Ukázalo se, že tato část tepelně ovlivněné oblasti je nejvíce náchylná k rozvoji porušení. Z hlediska mechanických vlastností, nebyl zjištěn žádný trend chování materiálu v souvislosti s parametry svařování. Rovněž tažnost byla zcela odlišná od očekávání vyplývající z použitých parametrů, ale i z metalografické studie. Přesto lze konstatovat, že pokles hodnot u svarových spojů byl menší než v předchozí zprávě, v níž byly posuzovány jednotlivé typy svarů. Nejnižší mez kluzu byla 670±7,6MPa. Ačkoliv nebyla dodržena hranice min. 700MPa, přesto pokles nebyl tak výrazný, jak by se očekávalo v případě degradace vlastností. Prokázalo se, že předehřev nemá až tak výrazný vliv na dosažené vlastnosti. Podstatně větší vliv má neprovaření kořene housenky, případně další defekty ve svarovém spoji (bubliny, oxidické vměstky apod.). U svařených spojů byla zjišťována vrubová houževnatost. Vrub byl umístěn 3 mm od osy svaru a nacházel se v nejkritičtější části tepelně ovlivněné oblasti. Přesto při zkoušce za teploty -40 C vyhovovaly požadavku KCV> 27J/cm 2. V lomové ploše byly zachyceny jednak oblasti tvárného i křehkého poškození. Ze získaných poznatků vyplývá, že pro svařování plechů DOMEX 700MC je vhodné aplikovat předehřev 80 C, při jeho vynechání však nehrozí výrazná degradace vlastností. Narozdíl od předehřevu je nutné věnovat pozornost maximální teplotě, která v blízkosti svaru nesmí překročit 200 C. Při svařování je nutné sledovat tepelný příkon, který by neměl výrazně ovlivnit jednak strukturu, ale také stav již vytvořených housenek. Ze zvolených parametrů se osvědčil svar A2-A5. Velkou pozornost je třeba věnovat i provaření kořene svaru a zabránění vzniku defektů při svařování (dutiny, oxidické vměstky apod.). Poděkování Tento příspěvek vznikl za podpory projektu MŠMT 1M0519 Výzkumné centrum kolejových vozidel. Literatura [1] SSAB Tunnplåt AB, [online], 5.1.2008[cit. 2008-01-05] Dostupné na http://www.matweb.com/search/datasheettext.aspx?matid=19517 [2] Bohdan BOLZANO, [online], 5.1.2008[cit. 2008-01-05] Dostupné na http://www.demo1.magicwebdrive.cz/cz/technicka-podpora/technicka-prirucka/cast- 2/S355J2G3/ [3] HARDY, M.: Laser Welding of Modern Automotive High Strength Steels. HSLA Steels 2005, November 8-10, 2005, China, 2005. 8