專利名稱：高抗拉強度鋼及其生產方法
技術領域：
本發明涉及高抗拉強度鋼，它具有極好的貫穿其厚度的韌性，極好的焊接性能，以及至少大約900MPa(130Ksi)的抗拉強度(TS)。更具體而言，本發明涉及用于制造輸送天然氣、原油和類似物的管線的高抗拉強度鋼板，以及生產高抗拉強度鋼板的方法。
背景技術：
長距離用管道輸送天然氣和原油時，減少輸送成本是共同的要求，努力的焦點集中在增加最大工作壓力以提高輸送效率。增加最大工作壓力的一般方法包括增加低強度級鋼管的壁厚。然而，由于增加了結構重量，此方法導致現場焊接效率的降低和整個管線施工效率的降低。另一種方法是通過增加管材的強度來限制管道壁厚度的增大。例如，美國石油研究院(API)進行了標準化的X80級鋼，這種鋼已經投入使用。“X80”意味著鋼的屈服強度(YS)至少為551MPa(80Ksi)。
由于預期對更高強度鋼的需求的增加，基于生產X80級鋼的技術，提出了一些生產X100或更高等級鋼的方法。例如，提出了一種此類鋼及其生產方法，其中鋼的強度和韌性是通過Cu的沉淀硬化和顯微組織的細化而提高的(日本專利申請公開(kokai)8-104922)。提出的其它此類鋼和生產方法中，鋼的強度和韌值是通過增加Mn含量和細化顯微組織而提高的{歐洲專利申請EP0753596A1(WO96/23083)和EP 0757113A1(WO96/23909)}。
然而，上述鋼和方法涉及以下問題。前一種利用Cu的沉淀硬化的方法，使鋼具有高強度和極好的現場可焊性，但由于Cu的沉淀物(ε-Cu相)彌散分布在基體中，這種方法通常不能有效地使鋼具有足夠的韌性。同樣，后一種Mn含量超過1重量％的高抗拉強度鋼是通過連鑄工藝(CC工藝)生產的，發生中心線偏析，傾向于降低鋼板厚度中心韌性。不能通過連鑄工藝生產的鋼，即其鋼坯必須通過制錠和初軋生產的鋼傾向于具有比連鑄工藝生產的鋼明顯低的產率。通過制錠工藝生產的鋼，考慮到制錠工藝所需的造價，不適合用于大規模生產管線。
進一步地，如公開于Koo和Luton的美國專利號5545269，5545270和5531842，已經發現可實際生產作為管線前體的，具有至少大約830MPa(120Ksi)的屈服強度和至少大約900MPa(130Ksi)的抗拉強度的高強鋼。由Koo和Luton在美國專利5545269描述的鋼的強度是通過平衡鋼的化學成分和加工技術獲得的，此鋼具有基本上均勻的顯微組織，顯微組織包括一次細晶回火馬氏體和貝氏體，它們通過ε-銅和釩、鈮、鉬的某些碳化物或氮化物或碳氮化物的沉淀得到二次硬化。
在美國專利號5545269中，Koo和Luton描述了生產高強鋼的方法，其中鋼以至少20℃/S(36°F/S)，優選大約30℃/S(54°F/S)的速度，在從最終熱軋溫度急冷至不高于400℃(752°F)的溫度范圍，以得到主要為馬氏體和貝氏體的顯微組織。進一步地，為了獲得所需顯微組織和性能，Koo和Luton的發明要求鋼板經歷二次硬化過程，此過程要增加一個加工步驟，該步驟包括水冷鋼板在不高于Ac1轉變點的溫度下進行回火，Ac1溫度即為奧氏體在加熱過程中開始形成的溫度，回火要經過一段充分時間，以使ε-銅和釩、鈮和鉬的特定碳化物或氮化物或碳氮化物析出。對這些鋼淬火后進行回火的附加加工步驟導致鋼的屈強比大于0.93。從優選的管線設計角度出發，希望將屈強比(屈服強度與抗拉強度比)保持在0.93以下，同時維持高抗拉強度。
解決這些問題的一個方法是在鋼中增加鎳含量。美國專利5545269含有高達2重量％的鎳。然而，依據鋼中碳含量和其它合金元素，使用高鎳含量，例如高于大約1.5重量％，會在管線施工中降低環縫焊接的可焊接性，此外，所添加的鎳增加合金化的成本。于是，本發明的一個目的是提供高拉抗強度鋼，它具有優良的屈強比，即小于大約0.93，并能通過連鑄工藝生產，具有極好的貫穿其厚度的韌性，極好的焊接性能，其抗拉強度至少大約為900MPa(130Ksi)，在-40℃(-40°F)的沖擊功(例如在-40℃的vE)大于約120J(90ft.lbs)。本發明的另一個目的是提供這樣的鋼，它們具有優良的焊接性如無開裂，并且在-20℃(-4°F)(例如在-20℃的vE)時，在熱影響區(HAZ)或焊接接頭具有大于約70J(52ft-lbs)的沖擊功。
發明概述本發明的發明人為了即使在用連鑄工藝生產鋼坯時仍可獲得具有至少約900MPa(130Ksi)的抗拉強度和極好的貫穿其厚度的韌性的高抗拉強度鋼，研究了具有不同成分的一些鋼，并且確認下列內容。
當含有至少約1重量％的Mn的高抗拉強度鋼通過連鑄工藝生產時，將由下述公式{1}表述的Vs值限制在不大于約0.42，可顯著減少中心線偏析。結果，在壁厚中心的韌性大為改善。當Mn含量小于約1.7重量％時，以上對Vs值的限制尤其有效。
{1}Vs＝C+(Mn/5)+5P-(Ni/10)-(Mo/15)+(Cu/10)其中，每個原子符號以重量％代表其含量。
脆性斷裂的發生需要有作為脆性斷裂發源地的缺陷存在。隨著鋼的抗拉強度增加，通常引發脆性斷裂所需的缺陷臨界尺寸減小。在鋼中彌散分布的碳化物，如滲碳體，對鋼的彌散硬化是必不可少的，但是從脆性斷裂角度來看它們可以被看作是一種缺陷，因為它們本身又硬又脆。因此，對高抗拉強度鋼而言，碳化物的尺寸優選地限制在某一尺度上。起始脆性斷裂取決于碳化物的最大尺寸而不是其平均尺寸。即具有最大尺寸的碳化物作為脆性斷裂的發源地。盡管碳化物的平均尺寸與其最大尺寸有關，但是為了控制鋼的韌性，確定最大碳化物尺寸是重要的。
確定碳化物的最大尺寸不僅適用于板厚中心而且也適用于板厚剩余部分。然而更重要的是確定板厚中心或是板厚中心附近的碳化物最大尺寸，C、Mn等元素傾向于在這些部位處聚集。
具有較高韌性和強度的高抗拉強度鋼可以通過滿足以下顯微組織條件來獲得在整個顯微組織中馬氏體和下貝氏體混合組織至少占90體積％；在所述混合組織中下貝氏體至少占2體積％；原奧氏體晶粒的縱橫比(按照此處定義的)被調整到至少約3。在本說明書和權利要求書中使用的處于非再結晶狀態的奧氏體晶粒縱橫比定義如下縱橫比＝在軋制方向上拉長的晶粒直徑(長度)除以沿板厚方向測量的奧氏體晶粒的直徑(寬度)。
本發明的要點是提供下述的高抗拉強度鋼和生產方法。
(1)一種高抗拉強度鋼，它具有至少約900MPa(130Ksi)的抗拉強度，并且具有下列基于重量％的成分碳(C)約0.02％至約0.1％；硅(Si)不大于約0.6％；錳(Mn)約0.2％至約2.5％；鎳(Ni)約0.2％至約1.2％；鈮(Nb)約0.01％至約0.1％；鈦(Ti)約0.005％至約0.03％；鋁(Al)不大于約0.1％；氮(N)約0.001％至約0.006％；銅(Cu)0％至約0.6％；鉻(Cr)0％至約0.8％；鉬(Mo)0％至約0.6％；釩(V)0％至約0.1％；硼(B)0％至約0.0025％；以及鈣(Ca)0％至約0.006％；由下面公式{1}定義的Vs值優選從約0.15，更優選從約0.28至約0.42；雜質中磷(P)和(S)的含量分別不大于約0.015重量％和不大于約0.003重量％，鋼中碳化物的縱向尺寸不大于約5μm。
{1}Vs＝C+(Mn/5)+5P-(Ni/10)-(Mo/15)+(Cu/10)其中，每個原子符號以重量％代表其含量。
(2)一種如上面(1)所描述的高抗拉強度鋼，其中顯微組織滿足下列條件(a)。
(a)一種混合組織，它包括基本上由占顯微組織至少約90體積％的馬氏體和下貝氏體；下貝氏體在混合組織中至少約占2體積％；以及原奧氏體晶粒的縱橫比至少約為3。
(3)一種如上面(1)所描述的高抗拉強度鋼，其中Ceq約為0.4至0.7，由下面公式{2}定義。
{2}Ceq＝C+(Mn/6)+{(Cu+Ni)/15)+(Cr+Mo+V)/5}其中每個原子符號以重量％代表其含量。
(4)一種如上面(1)所描述的高抗拉強度鋼，其中顯微組織滿足下列條件(a)，并且Ceq值為約0.4至約0.7。
(a)一種混合組織，它基本上包含占顯微組織至少約90體積％的馬氏體和下貝氏體；下貝氏體在所述混合組織中至少約占2體積％；以及原奧氏體晶粒的縱橫比至少約為3。
(5)一種如上面(1)所描述的基本上無硼的高抗拉強度鋼，其中錳含量從約0.2重量％至約1.7重量％，優選不包括1.7重量％，硼含量從0重量％至約0.0003重量％。
(6)一種如上面(2)所描述的基本上無硼的高抗拉強度鋼，其中錳含量從約0.2重量％于約1.7重量％，優選不包括1.7重量％，硼含量從0重量％至約0.0003重量％。
(7)一種如上面(3)所描述的基本上無硼的高抗拉強度鋼，其中錳含量從約0.2重量％至約1.7重量％，優選不包括1.7重量％，硼含量從0重量％至約0.0003重量％，并且Ceq值為大約0.53至約0.7。
(8)一種如上面(4)所描述的基本上無硼的高抗拉強度鋼，其中錳含量從約0.2重量％至約1.7重量％，優選不包括1.7重量％，硼含量從0重量％至約0.0003重量％，Ceq值從約0.53至約0.7。
(9)一種如上面(1)所描述的高抗拉強度鋼，其中錳含量從約0.2重量％至約1.7重量％，優選不包括1.7重量％，硼含量從0.0003重量％至約0.0025重量％。
(10)一種如上面(2)所描述的高抗拉強度鋼，其中錳含量從約0.2重量％至約1.7重量％，優選不包括1.7重量％，硼含量從約0.0003重量％至約0.0025重量％。
(11)一種如上面(3)所描述的高抗拉強度鋼，其中錳含量從約0.2重量％至約1.7重量％，優選不包括1.7重量％，硼含量從0.0003重量％至約0.0025重量％，并且Ceq值為大約0.4至約0.58。
(12)一種如上面(4)所描述的高抗拉強度鋼，其中錳含量從約0.2重量％至約1.7重量％，優選不包括1.7重量％，硼含量從0.0003重量％至約0.0025重量％，并Ceq值為大約0.4至約0.58。
(13)一種生產高拉抗強度鋼板的方法，此鋼板具有如上面(1)、(2)、(3)、(4)、(5)、(6)、(7)、(8)、(9)、(10)、(11)或(12)中任何一個所描述的化學組成，該生產方法包括以下步驟將鋼坯加熱到約950℃(1742°F)至約1250℃(2282°F)；熱軋該鋼坯，熱軋條件為在不高于約950℃(1742°F)溫度累計壓下量至少約25％，在不低于約Ar3轉變溫度的溫度(即，在冷卻過程中奧氏體開始向鐵素體發生轉變的溫度)或約700℃(1292°F)，無論哪個溫度較高，完成熱軋；從不低于約700℃(1292°F)冷卻熱軋鋼板，冷卻速率約10℃/S到約45℃/S(約18°F/S至約81°F/S)，在鋼板中心或基本上在中心處測定冷卻速率，直到鋼板中心或基本上在中心處的溫度冷卻至約450℃(842°F)或更低。
(14)一種如上面(13)所描述的生產高抗拉強度鋼板的方法，進一步包括在不高于約675℃(1247°F)的溫度下進行回火的步驟。
按照本發明上述鋼被理解為主要通過連鑄工藝生產，但也可以通過制錠工藝生產。因此，正如在此說明書中和權利要求書中所使用的，“鋼坯”可以是連鑄鋼坯或由初軋鋼錠獲得的鋼坯。
上述鋼不僅可含有上述含量范圍內的合金組分，而且可含有熟知的微量元素，以獲得這些微量元素通常所帶來的相應效果。例如，為了控制夾雜物形狀和改善焊熱熱影響區(HAZ)韌性，鋼中可以含有微量稀土元素等。
在一個實施方案中，“碳化物”可以通過對鋼中顯微組織的萃取復型進行電鏡觀察。正如在此所使用的，“縱向尺寸”是指在放大倍數約2000的電鏡視場內觀察到的所有碳化物中最大碳化物的“最長直徑”。正如在本說明書中和在權利要求書中所使用的，“碳化物尺寸”代表由放大倍數約2000的電鏡測量的萃取復型約10個視場的最大碳化物的縱向尺寸平均值。在鋼板厚度中心或基本上中心處，板厚的1/4處和表層所測量的碳化物尺寸、或最大碳化物平均值，或縱向平均碳化物尺寸優選地屬于前述之內。
當前述顯微組織中除了馬氏體和下貝氏體外還含有殘余奧氏體組織時，殘余奧氏體的體積百分數可由X射線衍射獲得。除了馬氏體和下貝氏體外的其他相，例如上貝氏體和珠光體，可以通過用光學顯微鏡觀察被苦味醇液浸蝕的金屬與前述混合組織區分開來。而且，由于每種碳化物在這些組織的每一種具有形貌特征，可以通過放大倍數約2000的電鏡觀察碳化物萃取復型加以區別。當用上述方法難以區分時，可以通過透射電鏡觀察薄試樣進行這種區分。因為此方法包括高倍觀察，通過觀察一系列視場，例如，約10個或更多的視場，可獲得合理的結果。
如前所述，為了測定在馬氏體和下貝氏體混合組織中的下貝氏體的體積％，可以通過電鏡觀察碳化物萃取復型和薄試樣。根據另一種方法，伴隨應變的模擬連續冷卻轉變圖適合于測試用鋼。這種轉變圖可利用Formaster加工試驗機獲得，并且在每一個冷卻速率下可以準確測定混合顯微組織或下貝氏體的體積％。這就能夠按照鋼的實際加工率和鋼的冷卻速率高度精確地估量顯微組織。
正如在此來說明書中和在權利要求書中所使用的，“鋼”主要指的是鋼板，特別是指厚鋼板，但可以是熱軋鋼、鍛造材料等。
附加數據表的說明通過參考下面的詳述和附加的數據表將更好地理解本發明的優點。
表1表示實施例的試驗1的鋼中主要元素含量；表2表示實施例的試驗1的鋼中任選元素和雜質元素P和S的含量。
表3表示實施例的試驗1的鋼中熱軋、冷卻和回火條件；表4表示實施例的試驗1的鋼的性能；表5表示實施例的試驗2的鋼中某些元素的含量；表6表示實施例的試驗2的鋼中附加元素的含量；表7表示實施例的試驗2的鋼中熱軋、冷卻和回火條件；表8表示實施例的試驗2的鋼中顯微組織；以及表9表示實施例的試驗2的鋼的性能。
盡管本發明將參照優選實施方案進行描述，但將會理解本發明并不局限于此。相反，正如權利要求書所限定的，本發明覆蓋所有可包括在本發明的主旨和范圍內的替代方案、改進方案和等價方式。發明詳述現在將描述本發明上述限制的原因。在以下敘述中，緊隨合金元素的“％”是指“重量％。
1.化學組成C0.02％至1.0％碳有效增加鋼的強度。為本發明的鋼達到所需強度，碳含量必須至少為約0.02％。然而，如果碳含量超過約0.1％，碳化物粗化，導致鋼的韌性下降，現場施工中冷裂敏感性增加。因而，碳含量上限優選約0.1％。
Si不大于0.6％添加硅的主要目的是脫氧。脫氧后殘留在鋼中的Si含量基本上為0％。然而，如果在脫氧前的硅含量基本上為0％，脫氧時A1的損耗增加。因此，優選地，硅含量要足以提供殘余的Si用于脫氧消耗。約0.01％硅的下限可以滿足脫氧時A1的損耗最低。另一考慮是在脫氧后如果鋼中Si的殘余量在脫氧后超過約0.6％，回火時難以形成碳化物的彌散分布，導致鋼的韌性下降。以外，硅含量超過約0.6％會導致熱影響區韌性的降低和成型性能受損。因此，硅含量的上限確定為約0.6％，更優選約0.4％。
Mn0.2％至2.5％按照本發明錳是提高鋼強度的有效元素，因為它強烈提高鋼的淬透性。如果錳含量低于約0.2％，提高淬透性的作用弱。對本發明的高抗拉強度鋼而言，Mn含量優選至少約0.2％。如果含量超過約2.5％，會增加鑄造時的中心線偏析，導致韌性降低。因此，對具有至少約900MPa(130Ksi)的高抗拉強度鋼，錳含量優選小于或等于約2.5％。而且，如果錳含量限制在小于約1.7％，通過控制本發明中定義的Vs值可減小中心線偏析。將錳含量限制至低于約1.7％會有效制約焊接時的延遲斷裂。也能將連鑄時的中心線偏析降至最低。限制錳含量至低于約1.7％可提高本發明中高抗拉強度鋼的韌性。
Ni0.2％至1.2％鎳有效地在增加強度的同時又改善韌性。Ni特別有效地增強開裂阻力。當Cu存在時鎳也能減少Cu的有害作用，Cu能在熱軋時引起表面開裂。因此，優選鎳含量至少約0.2％。然而，如果鎳含量超過約1.2％，鋪設本發明的高抗拉強度鋼生產的管線時環縫焊接韌性會降低。因此，鎳含量的上限優選約1.2％。
Nb0.01％至0.1％Nb是控制軋制時細化奧化體(下文用“γ”表示)晶粒的有效元素。為此，鈮含量優選至少約0.01％。然而，如果鈮含量超過0.1％，現場施工時可焊性顯著受損韌性下降。因此，鈮含量的上限優選約0.1％。
Ti0.005％至0.03％鈦在重新加熱鋼坯時能有效細化奧氏體晶粒，因此優選鈦含量不低于約0.005％。在有鈮存在時，Ti能特別有效地阻止連續鑄造鋼坯表面裂紋的形成。然而，如果鈦含量超過0.03％，TiN顆粒趨于粗化，導致奧氏體晶粒長大。因此，優選鈦含量上限約0.03％，更優選給0.018％。
Al不大于0.1％通常鋁是作為脫氧劑添加的。當Al不是以氧化物形式留在鋼中時，Al和N傾向于結合成AlN沉淀物，阻止奧氏體晶粒的生長從而細化顯微組織。因此，Al也有利于改善鋼的韌性。為達到此效果，優選Al含量至少約0.005％。由于過量的Al會引起夾雜物的粗化，降低鋼的韌性，優選鋁含量上限約0.1％，更優選約0.075％。在此，Al不限制于可溶于酸的Al，而且包括不能溶于酸的Al，如以氧化物形式存在的鋁。
N0.001％至0.006％氮與Ti結合易于形成TiN，TiN在鋼坯再加熱和焊接時阻止奧氏體晶粒粗化。為獲得此效果，優選N含量至少約0.001％。N含量大于約0.001％會增加鋼中溶解的N量，這會傾向于降低鋼坯質量和熱影響區的韌性。因此，氮含量上限優選約0.006％。
下面將介紹任選元素。
Cu0％至0.6％本發明的鋼中可不添加Cu。然而，由于Cu傾向于提高強度而不顯著降低韌性，在需要時，加入Cu可增加強度，同時抑制焊接開裂。低于約0.2％的Cu含量基本上不增加強度。因此，當添加Cu時，優選Cu含量至少約0.2％。然而，Cu含量大于約0.6％時易于顯著降低韌性。因此，優選銅含量上限約0.6％。更優選銅含量范圍約0.3％至約0.5％。
Cr0％至0.8％可不添加鉻生產本發明的鋼。然而，由于鉻有效提高了強度，需要時，加入Cr可獲得高強度。低于約0.2％的鉻含量基本上不增加強度。因此，當添加Cr時，優選鉻含量不低于約0.2％。然而，如果鉻含量大于約0.8％，在晶粒邊界傾向于生成粗的碳化物，導致韌性降低。因此，優選鉻含量上限約0.8％。更優選鉻含量范圍約0.3％至約0.7％。
Mo0％至0.6％可不添加鉬生產按照本發明的鋼。然而，因為Mo有效提高強度，在需要時Mo為此目的被加入鋼中。添加Mo以提高強度的益處是可以降低碳含量，這對焊接性是有利的。正如討論添加碳時所解釋的，碳含量大于約0.1％會引起現場施工時，即焊接時，冷脆開裂敏感性的增加。鉬含量小于約0.1％對提高強度基本上無效。因此，添加Mo時，優選Mo含量至少約0.1％。然而，如果鉬含量大于約0.6％，會降低韌性。因此，優選Mo含量小于約0.6％。更優選鉬含量從約0.3％至約0.5％。
V0％至0.1％可不添加釩生產本發明的鋼。然而，因為微量的釩能顯著提高強度，需要時釩是以獲得高強度為目的添加的。釩含量小于約0.01％對提高強度基上無效。因此，添加V時，優選釩含量至少約0.01％。然而，大于約0.1％的釩含量傾向于顯著降低韌性。因此，釩含量的上限優選約0.1％。
B0％至0.0025％可不添加硼生產本發明的鋼。然而，甚至微量的B也能顯著增加本發明鋼的淬透性，并且能有助于形成獲得高強度和高韌性所需的顯微組織。因此，當從焊接性能的角度減小碳當量(Ceq)時，應特別添加B。B含量小于約0.0003％對增加本發明鋼的淬透性基本上無效。因此，添加硼時，硼含量優選至少約0.0003％。然而，如果B含量大于約0.0025％，在晶界生成的M23(C，B)6顆粒尺寸增加，會顯著降低韌性。在M23(C，B)6中的M是指如Fe、Cr等金屬離子。因此，優選硼含量的上限為0.0025％。更優選硼含量從約0.0003％至約0.002％。
Ca0％至0.006％可不添加Ca生產本發明的鋼。然而，鈣能有效控制MnS(硫化錳)夾雜物的形貌，改善與鋼的軋制方向相垂直的方向上的韌性。如果鈣含量小于約0.001％，特別是當硫(S)含量小于約0.003％，正如下面所討論的，該硫含量對于本發明的鋼是優選的，硫化物的形貌控制效果弱。因此，添加Ca時，鈣含量優選至少約0.001％。如果鈣含量大于約0.006％，該鋼中非金屬夾雜物含量增加。這些夾雜物作為脆性斷裂的發源地會導致韌性的降低。因此，鈣含量優選小于約0.006％。
Vs0.15至0.42本發明中，除了如前所述控制單個合金元素外，也要控制指數Vs的值，以改善中心線偏析。如果Vs值大于約0.42，在連鑄鋼坯中易于出現顯著的中心線偏析。這樣，當采用連鑄工藝生產具有至少約900MPa(130Ksi)的抗拉強度(TS)的高抗拉強度鋼時，鋼坯中心處的韌性傾向于降低。如果Vs值小于約0.15，中心線偏析程度較小，但不能獲得約900MPa(130Ksi)的抗拉強度。因此，Vs值的下限優選約0.15，更優選約0.28。
碳當量(Caq)鋼的Ceq值按公式{2}定義如下{2}Ceq＝C+(Mn/6)+{(Cu+Ni)/15)+(Cr+Mo+V)/5}，當Ceq值小于0.4時，很難獲得至少約900MPa(130Ksi)的抗拉強度(TS)，特別是在熱影響區。因此，Ceq值的下限優選約0.4。如果Ceq值大于約0.7，可能發生由氫脆引起的焊接開裂。因此，Ceq值的上限優選約0.7。對Ceq值大于約0.7的鋼而言，降低由氫脆引起的焊接開裂的危險可以采用以下辦法使用每100g含有小于約5ml氫的焊接金屬，保持表面清潔，以及避免在高溫度氣氛中焊接，例如避免在溫度大于約75％或更特別地大于約80％的氣氛中焊接。當鋼中基本上包含B時，即當硼含量約0.0003％至約0.0025％時，會改善淬透性；因此，Ceq值的上限優選降至約0.58。如果Ceq值限制在約0.4％以下，如前所述，至少約900MPa的拉抗強度難于達到。如果Ceq值超過約0.58，抗焊接開裂的能力顯著降低。當鋼基本上不含硼，即硼含量為0％(包括0％)至約0.0003％(不包括0.0003％)時，優選Ceq值為約0.53至約0.7。如果Ceq值小于約0.53，至少約900MPa的抗拉強度難于在用于管線的普通鋼板厚度中心達到，而如果Ceq值超過約0.7，如前所述，由氫脆引起的焊接開裂可能會發生。
P不大于0.015％對按照本發明生產的鋼，P含量大于約0.015％易于引起鋼坯的中心線偏析和晶界偏析，導致沿晶斷裂。因此，磷含量優選小于約0.015％，更優選小于約0.008％。
S不大于0.003％S在鋼中以MnS夾雜物形式析出，MnS在軋制中被拉長，特別在缺少Ca時。這些夾雜物傾向于對鋼的韌性產生不利的影響。為避免夾雜物含量過量，硫含量優選小于約0.003％。更優選硫含量小于約0.0015％。
可在通常含量范圍內包含有除P和S以外的雜質元素。以把雜質含量降至最低值為較佳。
按照本發明生產的鋼可能含有其它合金元素，其目的是獲得添加任何這樣的合金元素所正常預期的效果，而不偏離本發明的主旨和范圍。
2.顯微組織(a)碳化物按照本發明生產的鋼中含有的碳化物主要包括滲碳體(Fe3C)和M23(C，B)6。如前所述，在M23(C，B)6中的符號“M”是指如Fe、Cr等金屬離子。當這些碳化物的長軸尺寸大于約5μm時，鋼的韌性可能降低。因而，所需的韌性不能達到。因此，在此定義的貫穿按照本發明生產的鋼的板厚的碳化物尺寸，或最大碳化物平均值，或縱向平均最大尺寸，經至少10個不同視場進行平均，優選小于約5μm。優選的在貫穿按照本發明生產的鋼厚度中碳化物的長軸尺寸可以通過設定如C、Cr、Mo、B等合金元素的含量至合適的范圍以及通過在此更詳細描述的合適的工藝控制來獲得。
(b)混合組織和原γ晶粒的縱橫比在按照本發明生產的鋼中，優選形成下貝氏體和馬氏體的混合顯微組織，該混合顯微組織優選包含至少約鋼中整個顯微組織的90體積％。在此，下貝氏體是指滲碳體析出在板條狀貝氏體型鐵素體中的顯微組織組分。這種混合組織具有極好的強度和韌性的原因在于，在馬氏體形成之前生成的下貝氏體在冷卻過程中形成分割奧氏體晶粒的“薄壁”。因而下貝氏體限制馬氏體長大和馬氏體團的粗化。該馬氏體團的尺寸對應于在脆性斷口表面觀察到的斷裂數量(Units of fracture)。為了用下貝氏體控制馬氏體團的尺寸，混合顯微組織中下貝氏體的百分數至少約2體積％。由于下貝氏體的強度低于馬氏體，如果下貝氏體的百分數過高，鋼的整體強度趨于下降。因此，在混合顯微組織中下貝氏體的百分數優選小于約80體積％，更優選小于約70體積％。在整個顯微組織中的混合顯微組織占的百分數和在該混合組織中下貝氏體的百分數優選地分別于板厚的中心或基本上中心，靠近表層的1/4板厚以及表層，即貫穿鋼板厚度均滿足所需的值。
為了獲得下貝氏體和馬氏體混合顯微組織所期望的韌性，奧氏體優選經歷充分的加工，再從加工和非再結晶態進行轉變。加工后，非再結晶態的奧氏體優選具有高密度的下貝氏體形核位置。因此，下貝氏體優選形成于大量的存在于非再結晶態的奧氏體晶界和晶內彌散分布的形核位置。為產生此效果，非再結晶態的奧氏體晶粒優選地充分變形。變形的優選程度為至少約3的縱橫比。如在此說明書和權利要求書中所使用的，非再結晶態奧氏體晶粒的縱橫比定義如下縱橫比＝在軋制方向上拉長晶粒直徑(長度)除以沿板厚方向測量的奧氏體晶粒的直徑(寬度)。
3.生產方法當鋼坯的加熱溫度低于約950℃(1742°F)時，普通軋機的能力一般不能充分地壓縮鋼坯。結果，不能通過鑄造組織的變形獲得細小組織。因此，所采用的加熱溫度約950℃(1742°F)或更高，優選約1000℃(1832°F)或更高。如果加熱溫度低于約950℃(1742°F)，Nb的固溶一般不充分。固溶的Nb限制在隨后熱軋時的再結晶。結果，由于轉變過程和回火時沉淀硬化不充分，導致強度以及變形組織細化不足。如果加熱溫度超過約1250℃(2282°F)，γ晶粒粗化，導致韌性降低，特別是板厚中心線處的韌性降低。
熱軋時，在從約950℃(1742°F)或更低至熱軋終止溫度的范圍內優選的累計壓下量為至少約25％，以細化在隨后冷卻時生成的馬氏體相和下貝氏體相。在從約950℃(1742°F)或更低至熱軋終止溫度的范圍內更優選的累計壓下量至少約50％。在約950℃(1742°F)的溫度下，含Nb鋼明顯發生延遲再結晶。通過在不高于約950℃(1742°F)的非再結晶溫度區軋制，可以積累加工效果。在此使用的“累計壓下量”，例如參照在不高于約950℃(1742°F)的軋制，由下列公式定義累計壓下量＝{(在950℃(1742°F)的厚度-軋制后的板厚)/在950℃(1742°F)的厚度}。
累計壓下量的上限沒有特別限定。然而，如果累計壓下量超過約90％，就不能充分控制鋼的形狀，例如導致平面度變差。因而，累計壓下量優選不大于約90％。
終軋溫度優選不低于約Ar3轉變溫度或700℃(1292°F)，無論哪個較高。如果溫度低于約700℃(1292°F)，鋼的變形阻力增加，導致加工時形狀控制不充分。終止軋制溫度的上限優選為約850℃(1562°F)，以獲得不小于約25％的累計壓下量。
因為下述理由，冷卻起始溫度優選約700℃(1292°F)或更高。如果該溫度低于約700℃(1292°F)，在軋制終止和冷卻起始之間經過的時間的存在引起隨后冷卻過程中淬透性的下降，導致韌性顯著減小。此溫度的上限優選約850℃(1562°F)，以獲得所期望的累計壓下量。
如果在鋼的中心或基本上中心的冷卻速率限制在小于約10℃/S(18°F/S)，通常在板厚中心不能獲得達到至少約900MPa(130Ksi)抗拉強度(TS)和具有優良韌性所需的顯微組織。即產生了伴隨有粗大碳化物等的上貝氏體；因而不能提供所期望的沿縱向不大于約5μm的最大碳化物尺寸。鋼的中心冷卻速率超過約45℃/S(81°F/S)時，在表層附近發生硬化，導致表層韌性降低。因而，中心或基本上中心部位的冷卻速率優選約10℃/S至約45°F/S(約18℃/S至約81°F/S)。然而，對于本發明的范圍內成分的鋼可采用高達約70℃/S(158°F/S)的更快的冷卻速率，更優選高達約65℃/S(149°F/S)的冷卻速率。
如果在鋼的中心或基本上中心的冷卻終止溫度高于約450℃(842°F)，在板厚中心生成馬氏體等不夠充分，導致無法獲得所期望的強度。因此，冷卻終止時，在板厚中心或基本上中心的溫度優選不高于約450℃(842°F)。所述溫度的下限可以是室溫。然而，如果所述溫度下限低于約100℃(212°F)，利用鋼中的內熱和通過矯平機進行熱矯平時的緩慢冷卻而進行的脫氫過程可能不夠充分。因此，該溫度下限優選不低于約100℃(212°F)。
上述冷卻終止后，熱軋鋼優選空冷至室溫，然而，為了完成脫氫過程以防止氫氣引起可能發生在高抗拉強度鋼中的缺陷，可取冷卻終止溫度高于室溫，在上述的加速冷卻之后，緩冷熱軋鋼至室溫。緩冷速率優選不大于約50℃/分。緩冷可用任何合適的方式來完成，如本領域的技術人員所熟知的，如在鋼板上放置絕緣氈。
為了使鋼的韌性更高或，脫氫更徹底，在優選不高于約675℃(1247°F)溫度下進行回火。為了防止由氫氣引起的缺陷，在上述的加速冷卻之后，熱軋鋼優選加熱至回火溫度而不冷卻至室溫。只要回火基本上能進行，回火溫度下限可以低于約500℃(932°F)。然而，如果回火溫度低于500℃(932°F)，可能得不到優良的韌性。因此，回火溫度下限優選約500℃(932°F)。相反，如果回火溫度高于約675℃(1247°F)，碳化物粗化，位錯密度降低，導致無法獲得所期望的強度。因此，回火強度上限優選約675℃(1247°F)。
用適當的用于將基本上整個鋼坯，優選整個鋼坯升溫的設備，優選加熱或再加熱本發明的鋼至所需的加熱溫度，例如，把鋼坯放置在爐內一段時間。在本發明范圍內用于任何鋼組成的特定加熱溫度可以由本領域的技術人員通過實驗或用適當模型計算容易地確定。此外，將基本上整個鋼坯，優選整個鋼坯升溫至指定加熱溫度所必須的爐溫和加熱時間可以由本領域的技術人員通過參考標準工業出版物容易地確定。
對任何在本發明范圍內的鋼組成，Ar3轉變溫度(即，在冷卻過程中奧氏體開始向鐵素體發生轉變的溫度)取決于鋼的化學狀態，更具體而言，取決于軋制前的加熱溫度，碳濃度、鈮濃度以及軋制道次給定的壓縮量。本領域的技術人員可以通過實驗或模型計算確定每種鋼組成的Ar3溫度。
加熱溫度或再加熱溫度適用于基本上整個鋼或鋼坯。對鋼表面溫度的測量，例如，可使用光學高溫計來進行，或者使用任何適用于測量鋼的表面溫度的裝置。本文涉及的淬火或冷卻速率是鋼板厚度中心或基本中心的速率。在一個實施方案中，進行按照本發明進行的鋼組成的加熱實驗中，將熱電偶放在鋼板厚度中心或基本上在中心以測量中心溫度，而表面溫度通過光學高溫計來測定。求出中心溫度和表面溫度的關系，用于相同組成或基本相同組成鋼的后續工藝，結果，可以通過直接測定表面溫度來確定中心溫度。本領域的技術人員可以通過參考標準工業出版物確定實現所期望的加速冷卻速率所用的冷卻或淬火液的所需溫度和流速。
實施例現在將通過實施例描述本發明。
試驗1表1和表2表示本發明鋼的化學成分。
試驗用鋼板以如下方式制備。用常規方法以熔融形式制備具備如表1和表2所示的化學成分的鋼。采用芯垂直彎曲型連鑄機對熔融鋼進行連鑄，得到厚200mm的連鑄。將冷卻至室溫。然后，再加熱鋼坯并在各種條件下軋制，隨后冷卻鋼坯以獲得厚25mm的鋼板。
表3表示所采用的軋制和熱處理條件。
從每個如此制得的鋼板厚度中心部分獲取試件，試件通過拉伸試驗(JIS Z 2241，根據JIS Z 2201 4號試件)和采用2mmV型缺口的夏氏沖擊試驗(JIS Z 2242；根據JIS Z 2202 4號試件)。
對焊接接頭的焊接區也進行拉伸試驗和夏氏沖擊試驗。通過對上述具有25mm厚度和邊緣處理成單V型坡口焊縫的鋼板進行4層埋弧焊接(輸入熱量4KJ/mm)形成用于拉伸試驗的焊接接頭。通過在上述具有25mm厚度和邊緣處理成單斜坡口的鋼板進行4層埋弧焊接(輸入熱量4KJ/mm)形成用于夏氏沖擊試驗的焊接接頭。試件從這些焊接接頭獲取。用以焊接的焊劑和焊條是市售的，可用于100Ksi高抗拉強度鋼的焊接。用于拉伸試驗的試件是根據JIS Z 3121的試件1。用于夏氏沖擊試驗的試件是根據JIS Z3128，從1/2深的板厚處獲得的，從而試件的缺口尖部與熔合線相一致，如宏觀腐蝕觀察到的。夏氏沖擊試驗的試驗溫度對母材鋼為-40℃，對焊接區為-20℃。
為了評價現場施工的焊接性，進行了Y型坡口約束開裂試驗(JIS Z3158)，其條件與最惡劣的現場焊接條件相當。使用為焊接高抗拉強度鋼設計的焊棒，不經預熱熔敷焊縫(在25℃環境溫度下)。用氣體色譜儀測得氫氣含量為1.2cc/100g。
表4表示上述試驗的結果。
在比較例試驗編號X1至X12中，母材板厚中心和焊接接頭的韌性無一例外都較低。在一些芯部沖擊試件中，斷口表面顯示了由連鑄時中心偏析引起的裂痕。
在試驗編號X9和X11中，觀察到焊接開裂的發生。
相反，在本發明實施例試驗編號1至12中，母材鋼顯示出至少約900MPa(130Ksi)的TS(抗拉強度)，并且吸收能不小于200J(試驗編號10為198J，對本發明來說被認為約200J)，焊接接頭顯示出優良的強度和韌性。此外，試件斷口表面沒有顯示出由連鑄引起的異常現象。
有關現場的焊接性能，甚至當不預熱時，也沒有在Y型坡口約束開裂試驗中出現開裂。
試驗2表5和表6表示試驗鋼板的化學成分。所述鋼板以如下方式制備。用常規方法以熔融形式制備具有如表5和表6所示的化學成分的鋼。然后進行熔融鋼的鑄造。在各種條件下軋制如此獲得的鑄鋼，由此獲得具有12至35mm厚的鋼板。
表7表示軋制和熱處理條件。表8表示與每個試驗編號對應的板厚中心的顯微組織。
從每個制得的鋼板厚度中心部分獲取試件，(抗拉強度試件根據JISZ 2201 4號試件；沖擊試件根據JIS Z 2202 4號試件)。對試件進行拉伸試驗(JIS Z 2241)和采用2mmV型缺口的夏氏沖擊試驗(JIS Z 2242)。用市售焊劑和焊條通過埋弧焊接制備焊接接頭。對這些焊接接頭進行拉伸試驗和夏氏沖擊試驗。為了評價現場施工的焊接性，通過使用市售的SMAW焊棒(手工電弧焊手工焊接)，進行了Y型坡口約束開裂試驗。為焊棒建立了恒定吸濕條件以獲得1.5cc/100g的擴散氫量。
表9表示上述試驗的結果。
在比較例試驗編號11和12中，試驗用鋼具有本發明的化學成分，但由于在非再結晶溫度區的累計壓下量不足顯示出低的韌性。在試驗編號13中，由于低的冷卻速率，沒有達到芯部所需TS沒有達到。在試驗編號14中由于過高的碳含量，在試驗編號15中由于過高的硅含量，在試驗編號16中由于過高的錳含量，在試驗編號17中由于過高的銅含量，在試驗編號19中由于過高的鉻含量，在試驗編號20中由于過高的鉬含量，和試驗編號21中由于過高的釩含量均導致低的韌性。在試驗編號18中由于不含Ni導致較差的韌性。在試驗編號22中由于不含Nb，在試驗編號23中由于過高的鈮含量以及在試驗編號24中由于過高的鈦含量均導致低的韌性。在試驗編號25中，由于Ceq對無硼鋼太低，無法獲得所需強度。在試驗編號26中由于過高的硼含量，在試驗編號28中由于過高的氮含量，在試驗編號30中由于過高的Ceq值以及在試驗編號32中過高的Vs值均導致低的韌性。在試驗編號27中，由于過高的鋁含量，無法獲得所需韌性。在試驗編號29中由于過低的Ceq值，無法獲得至少900MPa的TS。試驗編號31不能滿足本發明的顯微組織要求。在試驗編號14中由于過高的碳含量，在試驗編號30中由于過高的Ceq值以及在試驗編號32中過高的Vs值均產生焊接開裂。
在本發明實施例試驗編號1至10中，獲得了至少900MPa的TS和在-40℃至少120J的吸收能。此外，焊接接頭的吸收功為在-20℃至少100J。而且，甚至當不預熱進行Y型坡口約束開裂試驗時進行焊接，其條件與最惡劣的現場焊接條件相當，焊接接頭也沒出現開裂。按照本發明，測得母材金屬和焊接接頭具有的至少900MPa的TS、至少120J的吸收能以及在現場施工時的極好焊接性的高抗拉強度鋼甚至可以通過連鑄工藝來生產。而且，這樣的鋼在-20℃(例如，在-20℃的vE)，在熱影響區(HAZ)或焊接接頭具有大于約70J(52ft-lbs)的沖擊功。結果，可以在不降低焊效率的情況下低成本地鋪設具有高流動壓力的管線。因此，本發明有助于提高管線的傳輸效率。
盡管按照本發明的方法加工的鋼適用于管線用途，但是這樣的鋼不僅限于管線應用。它們對其他的應用如各種壓力容器等的應用也適合。
表1
附加在數值上的記號*表示此值偏離本發明的優選范圍。
表2
>附加在數值上的記號*表示此值偏離本發明的優選范圍。
表3
<p>表4
附加在試驗結果上的記號*表示此結果沒有達到指定程度。
表5
附加在數值上的記號*表示此值偏離本發明的優選范圍。
表6
附加在數值上的記號*表示此值偏離本發明的優選范圍表7<
附加在數值上的記號*表示此值偏離本發明的優選范圍。
表8
附加在數值上的記號*表示此值偏離本發明的優選范圍。
表9
>附加在鋼編號或TMCP符號上的記號*表示此值偏離本發明優選范圍以及附加在試驗結果上的記號*表示此結果沒有達到目標水平。
權利要求
1.具有至少約900MPa(130Ksi)的抗拉強度的鋼，其中所述鋼由再加熱的鋼坯生產，該鋼坯包括鐵和下列以重量％表示的添加物C約0.02％至約0.1％；Si0％至約0.6％；Mn約0.2％至約2.5％；Ni約0.2％至約1.2％；Nb約0.01％至約0.1％；Ti約0.005％至約0.03％；Al0％至約0.1％；N約0.001％至約0.006％；Cu0％至約0.6％；Cr0％至約0.8％；Mo0％至約0.6％；V0％至約0.1％；B0％至約0.0025％；以及Ca0％至約0.006％；以及其它雜質，包括P不大于約0.015％；以及S不大于約0.003％；以及其中所述鋼具有如下面公式{1}所定義的約0.15至約0.42的Vs值，以及又具有小于約5μm的碳化物尺寸{1}Vs＝C+(Mn/5)+5P-(Ni/10)-(Mo/15)+(Cu/10)其中每個原子符號以重量％代表其含量。
2.根據權利要求1的鋼，其中所述鋼具有約0.28至約0.42的Vs值。
3.根據權利要求1的鋼，該鋼還具有包括馬氏體和下貝氏體混合組織的顯微組織，其中(i)所述混合組織在所述顯微組織中至少占約90體積％，(ii)所述下貝氏體在所述混合組織中至少占約2體積％，以及(iii)原奧氏體晶粒具有至少約3的縱橫比。
4.根據權利要求1的鋼，還具有約0.4至約0.7的Ceq值，該Ceq值按下面的公式{2}定義{2}Ceq＝C+(Mn/6)+{(Cu+Ni)/15)}+{(Cr+Mo+V)/5}其中每個原子符號以重量％代表其含量。
5.根據權利要求1的鋼，該鋼(a)還具有包括馬氏體和下貝氏體混合組織的顯微組織，其中(i)所述混合組織在所述顯微組織中至少約90體積％，(ii)所述下貝氏體在所述混合組織中占至少占約2體積％，(iii)原奧氏體晶粒具有至少約3的縱橫比；以及(b)還具有約0.4至約0.7的Ceq值，其Ceq值按下面的公式{2}定義{2}Ceq＝C+(Mn/6)+{(Cu+Ni)/15)}+{(Cr+Mo+V)/5}其中每個原子符號以重量％代表其含量。
6.根據權利要求1的鋼，其中所述鋼具有的錳含量約0.2重量％至約1.7重量％，以及硼含量約0重量％至約0.0003重量％。
7.根據權利要求3的鋼，其中所述鋼具有的錳含量約0.2重量％至約1.7重量％，以及硼含量約0重量％至約0.0003重量％。
8.根據權利要求1的鋼，其中所述鋼具有的錳含量約0.2重量％至約1.7重量％，硼含量約0重量％至約0.0003重量％，以及如下面公式{2}定義的約0.53至約0.7的Ceq值{2}Ceq＝C+(Mn/6)+{(Cu+Ni)/15)}+{(Cr+Mo+V)/5}其中每個原子符號以重量％代表其含量。
9.根據權利要求1的鋼，其中所述鋼具有的錳含量約0.2重量％至約1.7重量％，硼含量約0重量％至約0.0003重量％，如下面公式{2}定義的約0.53至約0.7的Ceq值，以及包括馬氏體和下貝氏體混合組織的顯微組織，其中(i)所述混合組織在所述顯微組織中至少占約90體積％，(ii)所述下貝氏體在所述混合組織中至少占約2體積％，以及(iii)原奧化體晶粒具有至少約3的縱橫比{2}Ceq＝C+(Mn/6)+{(Cu+Ni)/15)}+{(Cr+Mo+V)/5}其中每個原子符號以重量％代表其含量。
10.根據權利要求1的鋼，其中所述鋼具有的錳含量約0.2重量％至約1.7重量％，以及硼含量約0.0003重量％至約0.0025重量％。
11.根據權利要求3的鋼，其中所述鋼具有的錳含量約0.2重量％至約1.7重量％，以及硼含量約0.0003重量％至約0.0025重量％。
12.根據權利要求1的鋼，其中所述鋼具有的錳含量約0.2重量％至約1.7重量％，硼含量約0.0003重量％至約0.0025重量％，以及如下面公式{2}定義的約0.4至約0.58的Ceq值{2}Ceq＝C+(Mn/6)+{(Cu+Ni)/15)}+{(Cr+Mo+V)/5}其中每個原子符號以重量％代表其含量。
13.根據權利要求1的鋼，其中所述鋼具有的錳含量約0.2重量％至約1.7重量％，硼含量約0.0003重量％約0.0025重量％，如下面公式{2}定義的約0.4至約0.58的Ceq值，以及包括馬氏體和下貝氏體混合組織的顯微組織，其中(i)所述混合組織在所述顯微組織中至少占約90體積％，(ii)所述下貝氏體在所述混合組織中至少占約2體積％，以及(iii)原奧化體晶粒具有至少約3的縱橫比{2}Ceq＝C+(Mn/6)+{(Cu+Ni)/15)}+{(Cr+Mo+V)/5}其中每個原子符號以重量％代表其含量。
14.制備具有至少約900MPa(130Ksi)的抗拉強度的鋼板的方法，所述方法包括以下步驟(a)加熱鋼坯達到約950℃(1742°F)至約1250℃(2282°F)的溫度；(b)在溫度不高于約950℃(1742°F)下的累計壓下量至少約25％的條件下熱軋所述鋼坯形成鋼板；(c)在不低于約Ar3轉變溫度或約700℃(1292°F)下(無論哪個溫度更高的溫度下)，完成熱軋；以及(d)從不低于約700℃(1292°F)的溫度以約10℃/S至約45℃/S(約18°F/S至約81°F/S)的冷卻速率冷卻鋼板，該冷卻速率在基本上為所述鋼板中心處測得，直到該鋼板基本中心處溫度冷卻至不高于約450℃(842°F)
15.根據權利要求14的方法，其中所述方法還包括以下步驟(e)在不高于約675℃(1247°F)溫度下回火所述鋼板。
16.根據權利要求14的方法，其中所述鋼板包括鐵和下列以重量％表示的添加物C約0.02％至約0.1％；Si0％至約0.6％；Mn約0.2％至約2.5％；Ni約0.2％至約1.2％；Nb約0.01％至約0.1％；Ti約0.005％至約0.03％；Al0％至約0.1％；N約0.001％至約0.006％；Cu0％至約0.6％；Cr0％至約0.8％；Mo0％至約0.6％；V0％至約0.1％；B0％至約0.0025％；以及Ca0％至約0.006％；以及其它雜質，包括P不大于約0.015％；以及S不大于約0.003％；以及其中所述鋼板具有如下面公式{1}所定義的約0.15至0.42的Vs值，以及又具有小于約5μm的碳化物尺寸{1}Vs＝C+(Mn/5)+5P-(Ni/10)-(Mo/15)+(Cu/10)其中每個原子符號以重量％代表其含量。
17.根據利要求14的方法，其中所述鋼板具有約0.28至約0.42的Vs值。
18.根據權利要求14的方法，其中所述鋼板具有包括馬氏體和下貝氏體混合組織的顯微組織，其中(i)所述混合組織在所述顯微組織中至少占約90體積％，(ii)所述下貝氏體在所述混合組織中至少占約2體積％，以及(iii)原奧氏體晶粒具有至少約3的縱橫比。
19.根據權利要求14的方法，其中所述鋼板具有如下面公式{2}定義的約0.4至約0.7的Ceq值{2}Ceq＝C+(Mn/6)+{(Cu+Ni)/15)}+{(Cr+Mo+V)/5}其中每個原子符號以重量％代表其含量。
全文摘要
提供一種高抗拉強度鋼,它具有極好的貫穿其厚度的韌性,極好的焊接性能,至少約900Mpa(130ksi)的抗拉強度(TS),以及此鋼的生產方法。本發明的鋼優選地具有下列基于重量%的組成:碳(C):0.02%至0.1%;硅(Si):不大于0.6%;錳( Mn):0.2%至2.5%;鎳(Ni):0.2%至1.2%;鈮(Nb):0.01%至0.1%;鈦(Ti):0.005%至0.03%;鋁(Al):不大于0.1%;氮(N):0.001%至0.006%;銅(Cu):0%至0.6%;鉻(Cr):0%至0.8%;鉬(Mo):0%至0.6%;釩(V):0%至0.1%;硼(B):0%至0.0025%;以及鈣(Ca):0%至0.006%。定義的Vs=C+(Mn/5)+5P－(Ni/10)－(Mo/15)+(Cu/10),其值為0.15至0.42。雜質中的P和S含量分別不高于0.015%和0.003%。鋼中碳化物的縱向尺寸不大于5微米。
文檔編號C22C38/04GK1249006SQ98802878
公開日2000年3月29日 申請日期1998年2月26日 優先權日1997年2月27日
發明者具滋榮, N－R·V·斑嘎魯, M·J·盧頓, C·W·彼得森, 藤原知哉, 岡口秀治, 濱田昌彥, 小溝裕一 申請人:埃克森生產研究公司, 住友金屬工業株式會社