CN1249006A - 高抗拉强度钢及其生产方法 - Google Patents

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Abstract

提供一种高抗拉强度钢,它具有极好的贯穿其厚度的韧性,极好的焊接性能,至少约900Mpa(130ksi)的抗拉强度(TS),以及此钢的生产方法。本发明的钢优选地具有下列基于重量%的组成:碳(C):0.02%至0.1%;硅(Si):不大于0.6%;锰( Mn):0.2%至2.5%;镍(Ni):0.2%至1.2%;铌(Nb):0.01%至0.1%;钛(Ti):0.005%至0.03%;铝(Al):不大于0.1%;氮(N):0.001%至0.006%;铜(Cu):0%至0.6%;铬(Cr):0%至0.8%;钼(Mo):0%至0.6%;钒(V):0%至0.1%;硼(B):0%至0.0025%;以及钙(Ca):0%至0.006%。定义的Vs=C+(Mn/5)+5P－(Ni/10)－(Mo/15)+(Cu/10),其值为0.15至0.42。杂质中的P和S含量分别不高于0.015%和0.003%。钢中碳化物的纵向尺寸不大于5微米。

Description

高抗拉强度钢及其生产方法
发明领域
本发明涉及高抗拉强度钢，它具有极好的贯穿其厚度的韧性，极好的焊接性能，以及至少大约900MPa(130Ksi)的抗拉强度(TS)。更具体而言，本发明涉及用于制造输送天然气、原油和类似物的管线的高抗拉强度钢板，以及生产高抗拉强度钢板的方法。
发明背景
长距离用管道输送天然气和原油时，减少输送成本是共同的要求，努力的焦点集中在增加最大工作压力以提高输送效率。增加最大工作压力的一般方法包括增加低强度级钢管的壁厚。然而，由于增加了结构重量，此方法导致现场焊接效率的降低和整个管线施工效率的降低。另一种方法是通过增加管材的强度来限制管道壁厚度的增大。例如，美国石油研究院(API)进行了标准化的X80级钢，这种钢已经投入使用。“X80”意味着钢的屈服强度(YS)至少为551MPa(80Ksi)。
由于预期对更高强度钢的需求的增加，基于生产X80级钢的技术，提出了一些生产X100或更高等级钢的方法。例如，提出了一种此类钢及其生产方法，其中钢的强度和韧性是通过Cu的沉淀硬化和显微组织的细化而提高的(日本专利申请公开(kokai)8-104922)。提出的其它此类钢和生产方法中，钢的强度和韧值是通过增加Mn含量和细化显微组织而提高的{欧洲专利申请：EP0753596A1(WO96/23083)和EP 0757113A1(WO96/23909)}。
然而，上述钢和方法涉及以下问题。前一种利用Cu的沉淀硬化的方法，使钢具有高强度和极好的现场可焊性，但由于Cu的沉淀物(ε-Cu相)弥散分布在基体中，这种方法通常不能有效地使钢具有足够的韧性。同样，后一种Mn含量超过1重量％的高抗拉强度钢是通过连铸工艺(CC工艺)生产的，发生中心线偏析，倾向于降低钢板厚度中心韧性。不能通过连铸工艺生产的钢，即其钢坯必须通过制锭和初轧生产的钢倾向于具有比连铸工艺生产的钢明显低的产率。通过制锭工艺生产的钢，考虑到制锭工艺所需的造价，不适合用于大规模生产管线。
进一步地，如公开于Koo和Luton的美国专利号5545269，5545270和5531842，已经发现可实际生产作为管线前体的，具有至少大约830MPa(120Ksi)的屈服强度和至少大约900MPa(130Ksi)的抗拉强度的高强钢。由Koo和Luton在美国专利5545269描述的钢的强度是通过平衡钢的化学成分和加工技术获得的，此钢具有基本上均匀的显微组织，显微组织包括一次细晶回火马氏体和贝氏体，它们通过ε-铜和钒、铌、钼的某些碳化物或氮化物或碳氮化物的沉淀得到二次硬化。
在美国专利号5545269中，Koo和Luton描述了生产高强钢的方法，其中钢以至少20℃/S(36°F/S)，优选大约30℃/S(54°F/S)的速度，在从最终热轧温度急冷至不高于400℃(752°F)的温度范围，以得到主要为马氏体和贝氏体的显微组织。进一步地，为了获得所需显微组织和性能，Koo和Luton的发明要求钢板经历二次硬化过程，此过程要增加一个加工步骤，该步骤包括水冷钢板在不高于Ac1转变点的温度下进行回火，Ac1温度即为奥氏体在加热过程中开始形成的温度，回火要经过一段充分时间，以使ε-铜和钒、铌和钼的特定碳化物或氮化物或碳氮化物析出。对这些钢淬火后进行回火的附加加工步骤导致钢的屈强比大于0.93。从优选的管线设计角度出发，希望将屈强比(屈服强度与抗拉强度比)保持在0.93以下，同时维持高抗拉强度。
解决这些问题的一个方法是在钢中增加镍含量。美国专利5545269含有高达2重量％的镍。然而，依据钢中碳含量和其它合金元素，使用高镍含量，例如高于大约1.5重量％，会在管线施工中降低环缝焊接的可焊接性，此外，所添加的镍增加合金化的成本。于是，本发明的一个目的是提供高拉抗强度钢，它具有优良的屈强比，即小于大约0.93，并能通过连铸工艺生产，具有极好的贯穿其厚度的韧性，极好的焊接性能，其抗拉强度至少大约为900MPa(130Ksi)，在-40℃(-40°F)的冲击功(例如在-40℃的vE)大于约120J(90ft.lbs)。本发明的另一个目的是提供这样的钢，它们具有优良的焊接性如无开裂，并且在-20℃(-4°F)(例如在-20℃的vE)时，在热影响区(HAZ)或焊接接头具有大于约70J(52ft-lbs)的冲击功。
发明概述
本发明的发明人为了即使在用连铸工艺生产钢坯时仍可获得具有至少约900MPa(130Ksi)的抗拉强度和极好的贯穿其厚度的韧性的高抗拉强度钢，研究了具有不同成分的一些钢，并且确认下列内容。
当含有至少约1重量％的Mn的高抗拉强度钢通过连铸工艺生产时，将由下述公式{1}表述的Vs值限制在不大于约0.42，可显著减少中心线偏析。结果，在壁厚中心的韧性大为改善。当Mn含量小于约1.7重量％时，以上对Vs值的限制尤其有效。
{1}Vs＝C+(Mn/5)+5P-(Ni/10)-(Mo/15)+(Cu/10)
其中，每个原子符号以重量％代表其含量。
脆性断裂的发生需要有作为脆性断裂发源地的缺陷存在。随着钢的抗拉强度增加，通常引发脆性断裂所需的缺陷临界尺寸减小。在钢中弥散分布的碳化物，如渗碳体，对钢的弥散硬化是必不可少的，但是从脆性断裂角度来看它们可以被看作是一种缺陷，因为它们本身又硬又脆。因此，对高抗拉强度钢而言，碳化物的尺寸优选地限制在某一尺度上。起始脆性断裂取决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为脆性断裂的发源地。尽管碳化物的平均尺寸与其最大尺寸有关，但是为了控制钢的韧性，确定最大碳化物尺寸是重要的。
确定碳化物的最大尺寸不仅适用于板厚中心而且也适用于板厚剩余部分。然而更重要的是确定板厚中心或是板厚中心附近的碳化物最大尺寸，C、Mn等元素倾向于在这些部位处聚集。
具有较高韧性和强度的高抗拉强度钢可以通过满足以下显微组织条件来获得：在整个显微组织中马氏体和下贝氏体混合组织至少占90体积％；在所述混合组织中下贝氏体至少占2体积％；原奥氏体晶粒的纵横比(按照此处定义的)被调整到至少约3。在本说明书和权利要求书中使用的处于非再结晶状态的奥氏体晶粒纵横比定义如下：纵横比＝在轧制方向上拉长的晶粒直径(长度)除以沿板厚方向测量的奥氏体晶粒的直径(宽度)。
本发明的要点是提供下述的高抗拉强度钢和生产方法。
(1)一种高抗拉强度钢，它具有至少约900MPa(130Ksi)的抗拉强度，并且具有下列基于重量％的成分：碳(C)：约0.02％至约0.1％；硅(Si)：不大于约0.6％；锰(Mn)：约0.2％至约2.5％；镍(Ni)：约0.2％至约1.2％；铌(Nb)：约0.01％至约0.1％；钛(Ti)：约0.005％至约0.03％；铝(Al)：不大于约0.1％；氮(N)：约0.001％至约0.006％；铜(Cu)：0％至约0.6％；铬(Cr)：0％至约0.8％；钼(Mo)：0％至约0.6％；钒(V)：0％至约0.1％；硼(B)：0％至约0.0025％；以及钙(Ca)：0％至约0.006％；由下面公式{1}定义的Vs值优选从约0.15，更优选从约0.28至约0.42；杂质中磷(P)和(S)的含量分别不大于约0.015重量％和不大于约0.003重量％，钢中碳化物的纵向尺寸不大于约5μm。
{1}Vs＝C+(Mn/5)+5P-(Ni/10)-(Mo/15)+(Cu/10)
其中，每个原子符号以重量％代表其含量。
(2)一种如上面(1)所描述的高抗拉强度钢，其中显微组织满足下列条件(a)。
(a)一种混合组织，它包括基本上由占显微组织至少约90体积％的马氏体和下贝氏体；下贝氏体在混合组织中至少约占2体积％；以及原奥氏体晶粒的纵横比至少约为3。
(3)一种如上面(1)所描述的高抗拉强度钢，其中Ceq约为0.4至0.7，由下面公式{2}定义。
{2}Ceq＝C+(Mn/6)+{(Cu+Ni)/15)+(Cr+Mo+V)/5}
其中每个原子符号以重量％代表其含量。
(4)一种如上面(1)所描述的高抗拉强度钢，其中显微组织满足下列条件(a)，并且Ceq值为约0.4至约0.7。
(a)一种混合组织，它基本上包含占显微组织至少约90体积％的马氏体和下贝氏体；下贝氏体在所述混合组织中至少约占2体积％；以及原奥氏体晶粒的纵横比至少约为3。
(5)一种如上面(1)所描述的基本上无硼的高抗拉强度钢，其中锰含量从约0.2重量％至约1.7重量％，优选不包括1.7重量％，硼含量从0重量％至约0.0003重量％。
(6)一种如上面(2)所描述的基本上无硼的高抗拉强度钢，其中锰含量从约0.2重量％于约1.7重量％，优选不包括1.7重量％，硼含量从0重量％至约0.0003重量％。
(7)一种如上面(3)所描述的基本上无硼的高抗拉强度钢，其中锰含量从约0.2重量％至约1.7重量％，优选不包括1.7重量％，硼含量从0重量％至约0.0003重量％，并且Ceq值为大约0.53至约0.7。
(8)一种如上面(4)所描述的基本上无硼的高抗拉强度钢，其中锰含量从约0.2重量％至约1.7重量％，优选不包括1.7重量％，硼含量从0重量％至约0.0003重量％，Ceq值从约0.53至约0.7。
(9)一种如上面(1)所描述的高抗拉强度钢，其中锰含量从约0.2重量％至约1.7重量％，优选不包括1.7重量％，硼含量从0.0003重量％至约0.0025重量％。
(10)一种如上面(2)所描述的高抗拉强度钢，其中锰含量从约0.2重量％至约1.7重量％，优选不包括1.7重量％，硼含量从约0.0003重量％至约0.0025重量％。
(11)一种如上面(3)所描述的高抗拉强度钢，其中锰含量从约0.2重量％至约1.7重量％，优选不包括1.7重量％，硼含量从0.0003重量％至约0.0025重量％，并且Ceq值为大约0.4至约0.58。
(12)一种如上面(4)所描述的高抗拉强度钢，其中锰含量从约0.2重量％至约1.7重量％，优选不包括1.7重量％，硼含量从0.0003重量％至约0.0025重量％，并Ceq值为大约0.4至约0.58。
(13)一种生产高拉抗强度钢板的方法，此钢板具有如上面(1)、(2)、(3)、(4)、(5)、(6)、(7)、(8)、(9)、(10)、(11)或(12)中任何一个所描述的化学组成，该生产方法包括以下步骤：将钢坯加热到约950℃(1742°F)至约1250℃(2282°F)；热轧该钢坯，热轧条件为在不高于约950℃(1742°F)温度累计压下量至少约25％，在不低于约Ar3转变温度的温度(即，在冷却过程中奥氏体开始向铁素体发生转变的温度)或约700℃(1292°F)，无论哪个温度较高，完成热轧；从不低于约700℃(1292°F)冷却热轧钢板，冷却速率约10℃/S到约45℃/S(约18°F/S至约81°F/S)，在钢板中心或基本上在中心处测定冷却速率，直到钢板中心或基本上在中心处的温度冷却至约450℃(842°F)或更低。
(14)一种如上面(13)所描述的生产高抗拉强度钢板的方法，进一步包括在不高于约675℃(1247°F)的温度下进行回火的步骤。
按照本发明上述钢被理解为主要通过连铸工艺生产，但也可以通过制锭工艺生产。因此，正如在此说明书中和权利要求书中所使用的，“钢坯”可以是连铸钢坯或由初轧钢锭获得的钢坯。
上述钢不仅可含有上述含量范围内的合金组分，而且可含有熟知的微量元素，以获得这些微量元素通常所带来的相应效果。例如，为了控制夹杂物形状和改善焊热热影响区(HAZ)韧性，钢中可以含有微量稀土元素等。
在一个实施方案中，“碳化物”可以通过对钢中显微组织的萃取复型进行电镜观察。正如在此所使用的，“纵向尺寸”是指在放大倍数约2000的电镜视场内观察到的所有碳化物中最大碳化物的“最长直径”。正如在本说明书中和在权利要求书中所使用的，“碳化物尺寸”代表由放大倍数约2000的电镜测量的萃取复型约10个视场的最大碳化物的纵向尺寸平均值。在钢板厚度中心或基本上中心处，板厚的1/4处和表层所测量的碳化物尺寸、或最大碳化物平均值，或纵向平均碳化物尺寸优选地属于前述之内。
当前述显微组织中除了马氏体和下贝氏体外还含有残余奥氏体组织时，残余奥氏体的体积百分数可由X射线衍射获得。除了马氏体和下贝氏体外的其他相，例如上贝氏体和珠光体，可以通过用光学显微镜观察被苦味醇液浸蚀的金属与前述混合组织区分开来。而且，由于每种碳化物在这些组织的每一种具有形貌特征，可以通过放大倍数约2000的电镜观察碳化物萃取复型加以区别。当用上述方法难以区分时，可以通过透射电镜观察薄试样进行这种区分。因为此方法包括高倍观察，通过观察一系列视场，例如，约10个或更多的视场，可获得合理的结果。
如前所述，为了测定在马氏体和下贝氏体混合组织中的下贝氏体的体积％，可以通过电镜观察碳化物萃取复型和薄试样。根据另一种方法，伴随应变的模拟连续冷却转变图适合于测试用钢。这种转变图可利用Formaster加工试验机获得，并且在每一个冷却速率下可以准确测定混合显微组织或下贝氏体的体积％。这就能够按照钢的实际加工率和钢的冷却速率高度精确地估量显微组织。
正如在此来说明书中和在权利要求书中所使用的，“钢”主要指的是钢板，特别是指厚钢板，但可以是热轧钢、锻造材料等。
附加数据表的说明
通过参考下面的详述和附加的数据表将更好地理解本发明的优点。
表1表示实施例的试验1的钢中主要元素含量；
表2表示实施例的试验1的钢中任选元素和杂质元素P和S的含量。
表3表示实施例的试验1的钢中热轧、冷却和回火条件；
表4表示实施例的试验1的钢的性能；
表5表示实施例的试验2的钢中某些元素的含量；
表6表示实施例的试验2的钢中附加元素的含量；
表7表示实施例的试验2的钢中热轧、冷却和回火条件；
表8表示实施例的试验2的钢中显微组织；
以及表9表示实施例的试验2的钢的性能。
尽管本发明将参照优选实施方案进行描述，但将会理解本发明并不局限于此。相反，正如权利要求书所限定的，本发明覆盖所有可包括在本发明的主旨和范围内的替代方案、改进方案和等价方式。发明详述
现在将描述本发明上述限制的原因。在以下叙述中，紧随合金元素的“％”是指“重量％。
1.化学组成
C：0.02％至1.0％
碳有效增加钢的强度。为本发明的钢达到所需强度，碳含量必须至少为约0.02％。然而，如果碳含量超过约0.1％，碳化物粗化，导致钢的韧性下降，现场施工中冷裂敏感性增加。因而，碳含量上限优选约0.1％。
Si：不大于0.6％
添加硅的主要目的是脱氧。脱氧后残留在钢中的Si含量基本上为0％。然而，如果在脱氧前的硅含量基本上为0％，脱氧时A1的损耗增加。因此，优选地，硅含量要足以提供残余的Si用于脱氧消耗。约0.01％硅的下限可以满足脱氧时A1的损耗最低。另一考虑是在脱氧后如果钢中Si的残余量在脱氧后超过约0.6％，回火时难以形成碳化物的弥散分布，导致钢的韧性下降。以外，硅含量超过约0.6％会导致热影响区韧性的降低和成型性能受损。因此，硅含量的上限确定为约0.6％，更优选约0.4％。
Mn：0.2％至2.5％
按照本发明锰是提高钢强度的有效元素，因为它强烈提高钢的淬透性。如果锰含量低于约0.2％，提高淬透性的作用弱。对本发明的高抗拉强度钢而言，Mn含量优选至少约0.2％。如果含量超过约2.5％，会增加铸造时的中心线偏析，导致韧性降低。因此，对具有至少约900MPa(130Ksi)的高抗拉强度钢，锰含量优选小于或等于约2.5％。而且，如果锰含量限制在小于约1.7％，通过控制本发明中定义的Vs值可减小中心线偏析。将锰含量限制至低于约1.7％会有效制约焊接时的延迟断裂。也能将连铸时的中心线偏析降至最低。限制锰含量至低于约1.7％可提高本发明中高抗拉强度钢的韧性。
Ni：0.2％至1.2％
镍有效地在增加强度的同时又改善韧性。Ni特别有效地增强开裂阻力。当Cu存在时镍也能减少Cu的有害作用，Cu能在热轧时引起表面开裂。因此，优选镍含量至少约0.2％。然而，如果镍含量超过约1.2％，铺设本发明的高抗拉强度钢生产的管线时环缝焊接韧性会降低。因此，镍含量的上限优选约1.2％。
Nb：0.01％至0.1％
Nb是控制轧制时细化奥化体(下文用“γ”表示)晶粒的有效元素。为此，铌含量优选至少约0.01％。然而，如果铌含量超过0.1％，现场施工时可焊性显著受损韧性下降。因此，铌含量的上限优选约0.1％。
Ti：0.005％至0.03％
钛在重新加热钢坯时能有效细化奥氏体晶粒，因此优选钛含量不低于约0.005％。在有铌存在时，Ti能特别有效地阻止连续铸造钢坯表面裂纹的形成。然而，如果钛含量超过0.03％，TiN颗粒趋于粗化，导致奥氏体晶粒长大。因此，优选钛含量上限约0.03％，更优选给0.018％。
Al：不大于0.1％
通常铝是作为脱氧剂添加的。当Al不是以氧化物形式留在钢中时，Al和N倾向于结合成AlN沉淀物，阻止奥氏体晶粒的生长从而细化显微组织。因此，Al也有利于改善钢的韧性。为达到此效果，优选Al含量至少约0.005％。由于过量的Al会引起夹杂物的粗化，降低钢的韧性，优选铝含量上限约0.1％，更优选约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铝。
N：0.001％至0.006％
氮与Ti结合易于形成TiN，TiN在钢坯再加热和焊接时阻止奥氏体晶粒粗化。为获得此效果，优选N含量至少约0.001％。N含量大于约0.001％会增加钢中溶解的N量，这会倾向于降低钢坯质量和热影响区的韧性。因此，氮含量上限优选约0.006％。
下面将介绍任选元素。
Cu：0％至0.6％
本发明的钢中可不添加Cu。然而，由于Cu倾向于提高强度而不显著降低韧性，在需要时，加入Cu可增加强度，同时抑制焊接开裂。低于约0.2％的Cu含量基本上不增加强度。因此，当添加Cu时，优选Cu含量至少约0.2％。然而，Cu含量大于约0.6％时易于显著降低韧性。因此，优选铜含量上限约0.6％。更优选铜含量范围约0.3％至约0.5％。
Cr：0％至0.8％
可不添加铬生产本发明的钢。然而，由于铬有效提高了强度，需要时，加入Cr可获得高强度。低于约0.2％的铬含量基本上不增加强度。因此，当添加Cr时，优选铬含量不低于约0.2％。然而，如果铬含量大于约0.8％，在晶粒边界倾向于生成粗的碳化物，导致韧性降低。因此，优选铬含量上限约0.8％。更优选铬含量范围约0.3％至约0.7％。
Mo：0％至0.6％
可不添加钼生产按照本发明的钢。然而，因为Mo有效提高强度，在需要时Mo为此目的被加入钢中。添加Mo以提高强度的益处是可以降低碳含量，这对焊接性是有利的。正如讨论添加碳时所解释的，碳含量大于约0.1％会引起现场施工时，即焊接时，冷脆开裂敏感性的增加。钼含量小于约0.1％对提高强度基本上无效。因此，添加Mo时，优选Mo含量至少约0.1％。然而，如果钼含量大于约0.6％，会降低韧性。因此，优选Mo含量小于约0.6％。更优选钼含量从约0.3％至约0.5％。
V：0％至0.1％
可不添加钒生产本发明的钢。然而，因为微量的钒能显著提高强度，需要时钒是以获得高强度为目的添加的。钒含量小于约0.01％对提高强度基上无效。因此，添加V时，优选钒含量至少约0.01％。然而，大于约0.1％的钒含量倾向于显著降低韧性。因此，钒含量的上限优选约0.1％。
B：0％至0.0025％
可不添加硼生产本发明的钢。然而，甚至微量的B也能显著增加本发明钢的淬透性，并且能有助于形成获得高强度和高韧性所需的显微组织。因此，当从焊接性能的角度减小碳当量(Ceq)时，应特别添加B。B含量小于约0.0003％对增加本发明钢的淬透性基本上无效。因此，添加硼时，硼含量优选至少约0.0003％。然而，如果B含量大于约0.0025％，在晶界生成的M23(C，B)6颗粒尺寸增加，会显著降低韧性。在M23(C，B)6中的M是指如Fe、Cr等金属离子。因此，优选硼含量的上限为0.0025％。更优选硼含量从约0.0003％至约0.002％。
Ca：0％至0.006％
可不添加Ca生产本发明的钢。然而，钙能有效控制MnS(硫化锰)夹杂物的形貌，改善与钢的轧制方向相垂直的方向上的韧性。如果钙含量小于约0.001％，特别是当硫(S)含量小于约0.003％，正如下面所讨论的，该硫含量对于本发明的钢是优选的，硫化物的形貌控制效果弱。因此，添加Ca时，钙含量优选至少约0.001％。如果钙含量大于约0.006％，该钢中非金属夹杂物含量增加。这些夹杂物作为脆性断裂的发源地会导致韧性的降低。因此，钙含量优选小于约0.006％。
Vs：0.15至0.42
本发明中，除了如前所述控制单个合金元素外，也要控制指数Vs的值，以改善中心线偏析。如果Vs值大于约0.42，在连铸钢坯中易于出现显著的中心线偏析。这样，当采用连铸工艺生产具有至少约900MPa(130Ksi)的抗拉强度(TS)的高抗拉强度钢时，钢坯中心处的韧性倾向于降低。如果Vs值小于约0.15，中心线偏析程度较小，但不能获得约900MPa(130Ksi)的抗拉强度。因此，Vs值的下限优选约0.15，更优选约0.28。
碳当量(Caq)：
钢的Ceq值按公式{2}定义如下：
{2}Ceq＝C+(Mn/6)+{(Cu+Ni)/15)+(Cr+Mo+V)/5}，当Ceq值小于0.4时，很难获得至少约900MPa(130Ksi)的抗拉强度(TS)，特别是在热影响区。因此，Ceq值的下限优选约0.4。如果Ceq值大于约0.7，可能发生由氢脆引起的焊接开裂。因此，Ceq值的上限优选约0.7。对Ceq值大于约0.7的钢而言，降低由氢脆引起的焊接开裂的危险可以采用以下办法：使用每100g含有小于约5ml氢的焊接金属，保持表面清洁，以及避免在高温度气氛中焊接，例如避免在温度大于约75％或更特别地大于约80％的气氛中焊接。当钢中基本上包含B时，即当硼含量约0.0003％至约0.0025％时，会改善淬透性；因此，Ceq值的上限优选降至约0.58。如果Ceq值限制在约0.4％以下，如前所述，至少约900MPa的拉抗强度难于达到。如果Ceq值超过约0.58，抗焊接开裂的能力显著降低。当钢基本上不含硼，即硼含量为0％(包括0％)至约0.0003％(不包括0.0003％)时，优选Ceq值为约0.53至约0.7。如果Ceq值小于约0.53，至少约900MPa的抗拉强度难于在用于管线的普通钢板厚度中心达到，而如果Ceq值超过约0.7，如前所述，由氢脆引起的焊接开裂可能会发生。
P：不大于0.015％
对按照本发明生产的钢，P含量大于约0.015％易于引起钢坯的中心线偏析和晶界偏析，导致沿晶断裂。因此，磷含量优选小于约0.015％，更优选小于约0.008％。
S：不大于0.003％
S在钢中以MnS夹杂物形式析出，MnS在轧制中被拉长，特别在缺少Ca时。这些夹杂物倾向于对钢的韧性产生不利的影响。为避免夹杂物含量过量，硫含量优选小于约0.003％。更优选硫含量小于约0.0015％。
可在通常含量范围内包含有除P和S以外的杂质元素。以把杂质含量降至最低值为较佳。
按照本发明生产的钢可能含有其它合金元素，其目的是获得添加任何这样的合金元素所正常预期的效果，而不偏离本发明的主旨和范围。
2.显微组织
(a)碳化物
按照本发明生产的钢中含有的碳化物主要包括渗碳体(Fe3C)和M23(C，B)6。如前所述，在M23(C，B)6中的符号“M”是指如Fe、Cr等金属离子。当这些碳化物的长轴尺寸大于约5μm时，钢的韧性可能降低。因而，所需的韧性不能达到。因此，在此定义的贯穿按照本发明生产的钢的板厚的碳化物尺寸，或最大碳化物平均值，或纵向平均最大尺寸，经至少10个不同视场进行平均，优选小于约5μm。优选的在贯穿按照本发明生产的钢厚度中碳化物的长轴尺寸可以通过设定如C、Cr、Mo、B等合金元素的含量至合适的范围以及通过在此更详细描述的合适的工艺控制来获得。
(b)混合组织和原γ晶粒的纵横比
在按照本发明生产的钢中，优选形成下贝氏体和马氏体的混合显微组织，该混合显微组织优选包含至少约钢中整个显微组织的90体积％。在此，下贝氏体是指渗碳体析出在板条状贝氏体型铁素体中的显微组织组分。这种混合组织具有极好的强度和韧性的原因在于，在马氏体形成之前生成的下贝氏体在冷却过程中形成分割奥氏体晶粒的“薄壁”。因而下贝氏体限制马氏体长大和马氏体团的粗化。该马氏体团的尺寸对应于在脆性断口表面观察到的断裂数量(Units of fracture)。为了用下贝氏体控制马氏体团的尺寸，混合显微组织中下贝氏体的百分数至少约2体积％。由于下贝氏体的强度低于马氏体，如果下贝氏体的百分数过高，钢的整体强度趋于下降。因此，在混合显微组织中下贝氏体的百分数优选小于约80体积％，更优选小于约70体积％。在整个显微组织中的混合显微组织占的百分数和在该混合组织中下贝氏体的百分数优选地分别于板厚的中心或基本上中心，靠近表层的1/4板厚以及表层，即贯穿钢板厚度均满足所需的值。
为了获得下贝氏体和马氏体混合显微组织所期望的韧性，奥氏体优选经历充分的加工，再从加工和非再结晶态进行转变。加工后，非再结晶态的奥氏体优选具有高密度的下贝氏体形核位置。因此，下贝氏体优选形成于大量的存在于非再结晶态的奥氏体晶界和晶内弥散分布的形核位置。为产生此效果，非再结晶态的奥氏体晶粒优选地充分变形。变形的优选程度为至少约3的纵横比。如在此说明书和权利要求书中所使用的，非再结晶态奥氏体晶粒的纵横比定义如下：纵横比＝在轧制方向上拉长晶粒直径(长度)除以沿板厚方向测量的奥氏体晶粒的直径(宽度)。
3.生产方法
当钢坯的加热温度低于约950℃(1742°F)时，普通轧机的能力一般不能充分地压缩钢坯。结果，不能通过铸造组织的变形获得细小组织。因此，所采用的加热温度约950℃(1742°F)或更高，优选约1000℃(1832°F)或更高。如果加热温度低于约950℃(1742°F)，Nb的固溶一般不充分。固溶的Nb限制在随后热轧时的再结晶。结果，由于转变过程和回火时沉淀硬化不充分，导致强度以及变形组织细化不足。如果加热温度超过约1250℃(2282°F)，γ晶粒粗化，导致韧性降低，特别是板厚中心线处的韧性降低。
热轧时，在从约950℃(1742°F)或更低至热轧终止温度的范围内优选的累计压下量为至少约25％，以细化在随后冷却时生成的马氏体相和下贝氏体相。在从约950℃(1742°F)或更低至热轧终止温度的范围内更优选的累计压下量至少约50％。在约950℃(1742°F)的温度下，含Nb钢明显发生延迟再结晶。通过在不高于约950℃(1742°F)的非再结晶温度区轧制，可以积累加工效果。在此使用的“累计压下量”，例如参照在不高于约950℃(1742°F)的轧制，由下列公式定义：
累计压下量＝{(在950℃(1742°F)的厚度-轧制后的板厚)/在950℃(1742°F)的厚度}。
累计压下量的上限没有特别限定。然而，如果累计压下量超过约90％，就不能充分控制钢的形状，例如导致平面度变差。因而，累计压下量优选不大于约90％。
终轧温度优选不低于约Ar3转变温度或700℃(1292°F)，无论哪个较高。如果温度低于约700℃(1292°F)，钢的变形阻力增加，导致加工时形状控制不充分。终止轧制温度的上限优选为约850℃(1562°F)，以获得不小于约25％的累计压下量。
因为下述理由，冷却起始温度优选约700℃(1292°F)或更高。如果该温度低于约700℃(1292°F)，在轧制终止和冷却起始之间经过的时间的存在引起随后冷却过程中淬透性的下降，导致韧性显著减小。此温度的上限优选约850℃(1562°F)，以获得所期望的累计压下量。
如果在钢的中心或基本上中心的冷却速率限制在小于约10℃/S(18°F/S)，通常在板厚中心不能获得达到至少约900MPa(130Ksi)抗拉强度(TS)和具有优良韧性所需的显微组织。即产生了伴随有粗大碳化物等的上贝氏体；因而不能提供所期望的沿纵向不大于约5μm的最大碳化物尺寸。钢的中心冷却速率超过约45℃/S(81°F/S)时，在表层附近发生硬化，导致表层韧性降低。因而，中心或基本上中心部位的冷却速率优选约10℃/S至约45°F/S(约18℃/S至约81°F/S)。然而，对于本发明的范围内成分的钢可采用高达约70℃/S(158°F/S)的更快的冷却速率，更优选高达约65℃/S(149°F/S)的冷却速率。
如果在钢的中心或基本上中心的冷却终止温度高于约450℃(842°F)，在板厚中心生成马氏体等不够充分，导致无法获得所期望的强度。因此，冷却终止时，在板厚中心或基本上中心的温度优选不高于约450℃(842°F)。所述温度的下限可以是室温。然而，如果所述温度下限低于约100℃(212°F)，利用钢中的内热和通过矫平机进行热矫平时的缓慢冷却而进行的脱氢过程可能不够充分。因此，该温度下限优选不低于约100℃(212°F)。
上述冷却终止后，热轧钢优选空冷至室温，然而，为了完成脱氢过程以防止氢气引起可能发生在高抗拉强度钢中的缺陷，可取冷却终止温度高于室温，在上述的加速冷却之后，缓冷热轧钢至室温。缓冷速率优选不大于约50℃/分。缓冷可用任何合适的方式来完成，如本领域的技术人员所熟知的，如在钢板上放置绝缘毡。
为了使钢的韧性更高或，脱氢更彻底，在优选不高于约675℃(1247°F)温度下进行回火。为了防止由氢气引起的缺陷，在上述的加速冷却之后，热轧钢优选加热至回火温度而不冷却至室温。只要回火基本上能进行，回火温度下限可以低于约500℃(932°F)。然而，如果回火温度低于500℃(932°F)，可能得不到优良的韧性。因此，回火温度下限优选约500℃(932°F)。相反，如果回火温度高于约675℃(1247°F)，碳化物粗化，位错密度降低，导致无法获得所期望的强度。因此，回火强度上限优选约675℃(1247°F)。
用适当的用于将基本上整个钢坯，优选整个钢坯升温的设备，优选加热或再加热本发明的钢至所需的加热温度，例如，把钢坯放置在炉内一段时间。在本发明范围内用于任何钢组成的特定加热温度可以由本领域的技术人员通过实验或用适当模型计算容易地确定。此外，将基本上整个钢坯，优选整个钢坯升温至指定加热温度所必须的炉温和加热时间可以由本领域的技术人员通过参考标准工业出版物容易地确定。
对任何在本发明范围内的钢组成，Ar3转变温度(即，在冷却过程中奥氏体开始向铁素体发生转变的温度)取决于钢的化学状态，更具体而言，取决于轧制前的加热温度，碳浓度、铌浓度以及轧制道次给定的压缩量。本领域的技术人员可以通过实验或模型计算确定每种钢组成的Ar3温度。
加热温度或再加热温度适用于基本上整个钢或钢坯。对钢表面温度的测量，例如，可使用光学高温计来进行，或者使用任何适用于测量钢的表面温度的装置。本文涉及的淬火或冷却速率是钢板厚度中心或基本中心的速率。在一个实施方案中，进行按照本发明进行的钢组成的加热实验中，将热电偶放在钢板厚度中心或基本上在中心以测量中心温度，而表面温度通过光学高温计来测定。求出中心温度和表面温度的关系，用于相同组成或基本相同组成钢的后续工艺，结果，可以通过直接测定表面温度来确定中心温度。本领域的技术人员可以通过参考标准工业出版物确定实现所期望的加速冷却速率所用的冷却或淬火液的所需温度和流速。
实施例
现在将通过实施例描述本发明。
试验1：
表1和表2表示本发明钢的化学成分。
试验用钢板以如下方式制备。用常规方法以熔融形式制备具备如表1和表2所示的化学成分的钢。采用芯垂直弯曲型连铸机对熔融钢进行连铸，得到厚200mm的连铸。将冷却至室温。然后，再加热钢坯并在各种条件下轧制，随后冷却钢坯以获得厚25mm的钢板。
表3表示所采用的轧制和热处理条件。
从每个如此制得的钢板厚度中心部分获取试件，试件通过拉伸试验(JIS Z 2241，根据JIS Z 2201 4号试件)和采用2mmV型缺口的夏氏冲击试验(JIS Z 2242；根据JIS Z 2202 4号试件)。
对焊接接头的焊接区也进行拉伸试验和夏氏冲击试验。通过对上述具有25mm厚度和边缘处理成单V型坡口焊缝的钢板进行4层埋弧焊接(输入热量：4KJ/mm)形成用于拉伸试验的焊接接头。通过在上述具有25mm厚度和边缘处理成单斜坡口的钢板进行4层埋弧焊接(输入热量：4KJ/mm)形成用于夏氏冲击试验的焊接接头。试件从这些焊接接头获取。用以焊接的焊剂和焊条是市售的，可用于100Ksi高抗拉强度钢的焊接。用于拉伸试验的试件是根据JIS Z 3121的试件1。用于夏氏冲击试验的试件是根据JIS Z3128，从1/2深的板厚处获得的，从而试件的缺口尖部与熔合线相一致，如宏观腐蚀观察到的。夏氏冲击试验的试验温度对母材钢为-40℃，对焊接区为-20℃。
为了评价现场施工的焊接性，进行了Y型坡口约束开裂试验(JIS Z3158)，其条件与最恶劣的现场焊接条件相当。使用为焊接高抗拉强度钢设计的焊棒，不经预热熔敷焊缝(在25℃环境温度下)。用气体色谱仪测得氢气含量为1.2cc/100g。
表4表示上述试验的结果。
在比较例试验编号X1至X12中，母材板厚中心和焊接接头的韧性无一例外都较低。在一些芯部冲击试件中，断口表面显示了由连铸时中心偏析引起的裂痕。
在试验编号X9和X11中，观察到焊接开裂的发生。
相反，在本发明实施例试验编号1至12中，母材钢显示出至少约900MPa(130Ksi)的TS(抗拉强度)，并且吸收能不小于200J(试验编号10为198J，对本发明来说被认为约200J)，焊接接头显示出优良的强度和韧性。此外，试件断口表面没有显示出由连铸引起的异常现象。
有关现场的焊接性能，甚至当不预热时，也没有在Y型坡口约束开裂试验中出现开裂。
试验2
表5和表6表示试验钢板的化学成分。所述钢板以如下方式制备。用常规方法以熔融形式制备具有如表5和表6所示的化学成分的钢。然后进行熔融钢的铸造。在各种条件下轧制如此获得的铸钢，由此获得具有12至35mm厚的钢板。
表7表示轧制和热处理条件。表8表示与每个试验编号对应的板厚中心的显微组织。
从每个制得的钢板厚度中心部分获取试件，(抗拉强度试件：根据JISZ 2201 4号试件；冲击试件：根据JIS Z 2202 4号试件)。对试件进行拉伸试验(JIS Z 2241)和采用2mmV型缺口的夏氏冲击试验(JIS Z 2242)。用市售焊剂和焊条通过埋弧焊接制备焊接接头。对这些焊接接头进行拉伸试验和夏氏冲击试验。为了评价现场施工的焊接性，通过使用市售的SMAW焊棒(手工电弧焊：手工焊接)，进行了Y型坡口约束开裂试验。为焊棒建立了恒定吸湿条件以获得1.5cc/100g的扩散氢量。
表9表示上述试验的结果。
在比较例试验编号11和12中，试验用钢具有本发明的化学成分，但由于在非再结晶温度区的累计压下量不足显示出低的韧性。在试验编号13中，由于低的冷却速率，没有达到芯部所需TS没有达到。在试验编号14中由于过高的碳含量，在试验编号15中由于过高的硅含量，在试验编号16中由于过高的锰含量，在试验编号17中由于过高的铜含量，在试验编号19中由于过高的铬含量，在试验编号20中由于过高的钼含量，和试验编号21中由于过高的钒含量均导致低的韧性。在试验编号18中由于不含Ni导致较差的韧性。在试验编号22中由于不含Nb，在试验编号23中由于过高的铌含量以及在试验编号24中由于过高的钛含量均导致低的韧性。在试验编号25中，由于Ceq对无硼钢太低，无法获得所需强度。在试验编号26中由于过高的硼含量，在试验编号28中由于过高的氮含量，在试验编号30中由于过高的Ceq值以及在试验编号32中过高的Vs值均导致低的韧性。在试验编号27中，由于过高的铝含量，无法获得所需韧性。在试验编号29中由于过低的Ceq值，无法获得至少900MPa的TS。试验编号31不能满足本发明的显微组织要求。在试验编号14中由于过高的碳含量，在试验编号30中由于过高的Ceq值以及在试验编号32中过高的Vs值均产生焊接开裂。
在本发明实施例试验编号1至10中，获得了至少900MPa的TS和在-40℃至少120J的吸收能。此外，焊接接头的吸收功为在-20℃至少100J。而且，甚至当不预热进行Y型坡口约束开裂试验时进行焊接，其条件与最恶劣的现场焊接条件相当，焊接接头也没出现开裂。按照本发明，测得母材金属和焊接接头具有的至少900MPa的TS、至少120J的吸收能以及在现场施工时的极好焊接性的高抗拉强度钢甚至可以通过连铸工艺来生产。而且，这样的钢在-20℃(例如，在-20℃的vE)，在热影响区(HAZ)或焊接接头具有大于约70J(52ft-lbs)的冲击功。结果，可以在不降低焊效率的情况下低成本地铺设具有高流动压力的管线。因此，本发明有助于提高管线的传输效率。
尽管按照本发明的方法加工的钢适用于管线用途，但是这样的钢不仅限于管线应用。它们对其他的应用如各种压力容器等的应用也适合。
表1
试验编号     化学成分(1)(重量％)   Vs
   C     Si   Mn    Ni     Nb    Ti     Al      N
本发明实施例     12345  0.080  0.31  1.46  0.60   0.03  0.012  0.038  0.00410.081  0.32  1.46  0.59   0.02  0.012  0.057  0.00370.088  0.32  1.45  0.61   0.03  0.012  0.086  0.00390.077  0.09  1.20  0.55   0.05  0.012  0.058  0.00460.082  0.33  1.22  0.61   0.05  0.012  0.090  0.0043   0.330.320.350.310.32
    678910  0.070  0.45  1.90  0.65   0.02  0.012  0.041  0.00440.081  0.06  1.52  0.88   0.02  0.012  0.037  0.00420.069  0.31  2.24  1.15   0.02  0.012  0.052  0.00380.071  0.22  1.55  0.88   0.02  0.012  0.048  0.00330.072  0.35  1.45  0.65   0.02  0.012  0.070  0.0042   0.410.350.400.330.35
    1112  0.080  0.44  1.54  0.66   0.02  0.012  0.037  0.00420.081  0.12  1.58  0.85   0.03  0.012  0.070  0.0034   0.350.40
比较实施例     X1X2X3X4X5 *0.120  0.31  1.46  0.61   0.03  0.012  0.039  0.00460.081 *0.88 1.46  0.61   0.02  0.012  0.024  0.00440.088  0.22 *2.82 0.59   0.03  0.012  0.046  0.00450.077  0.09  1.20  0.55   0.05  0.012  0.038  0.00450.082  0.33  1.22  *-    0.05  0.012  0.023  0.0043   0.380.34*0.610.410.36
    X6X7X8X9X10  0.080  0.45  0.86  0.65   0.02   0.012  0.048  0.00410.081  0.06  1.21  0.65   0.02   0.012  0.043  0.00440.079  0.31  1.19  0.89   0.02   0.012  0.051  0.00470.082  0.35  1.45  0.91   0.02  *0.132 0.060  0.00440.062  0.21  1.22  0.56  *0.008 0.012  0.021  0.0041   0.200.260.280.330.30
    X11X12  0.081  0.12  1.59  0.32   0.03  0.012  0.038  0.00410.081  0.12  1.41 0 .41   0.03  0.012  0.046  0.0042  *0.45*0.44
附加在数值上的记号*表示此值偏离本发明的优选范围。
表2
试验编号   化学成分(2)    (剩余部分为Fe：重量％)
  Cu     Cr     Mo     V     B      Ca   P      S
本发明实施例     12345   -     -     0.51   -      0.001   --     -     0.51   -      0.001   --     -     0.49   -      0.001   -0.23  0.42  0.12   0.04   0.001   0.0030.31  0.31  0.47   0.05   0.001   -  0.011   0.0010.009   0.0020.012   0.0010.013   0.0020.011   0.001
    678910   -     0.28  0.46   0.03   0.001   -0.32  0.28  0.51   0.03   -       0.003-     0.29   0.47  0.03   -       0.0040.28  0.41   0.38  0.03   -       -0.31  0.31   0.44  0.03   -       -  0.011   0.0020.011   0.0010.008   0.0010.007   0.0010.011   0.001
    1112   0.21  0.31   0.45  0.04   -       -0.54  -      0.41  -      -       0.002  0.009   0.0010.012   0.001
比较实施例     X1X2X3X4X5   -     -      0.51  -      0.001   --     -      0.51  -      0.001   --     -      0.49  -      -       0.003*1.15 0.42   0.12  0.04   0.001   -0.31  0.31   0.47  0.05   0.001   -  0.013   0.0020.012   0.0010.013   0.0010.008   0.0020.007   0.002
    X6X7X8X9X10   -    *0.89  0.46  0.03   -       0.004-     0.28  *0.64 0.03   0.001   0.0030.33  0.29   0.47 *0.12  0.001   -0.31  0.31   0.44  0.03   0.001   -0.21  0.31   0.45  0.04   0.001   -  0.008   0.0010.009   0.0010.010   0.0010.009   0.0020.011   0.002
    X11X12   0.59  0.48  *0.62 0.01   -       0.0030.21  0.21   0.25  0.01   -       -  0.013   0.0020.012   0.002
附加在数值上的记号*表示此值偏离本发明的优选范围。
表3
    热加工控制过程符号(TMCP) A B C D
轧制 加热温度(℃)     1160   1180     1140   1160
累计压下量(％)     50   66     50   66
终轧温度(℃)     800   760     780   800
冷却 起始温度(℃)     760   730     740   760
冷却速率(℃/s)     50   35     25   35
终止温度(℃)     350   270     150   300
    回火 加热温度(℃)     600   600     600   -
表4
试验编号 热加工控制过程符号 碳化物平均较长直径(微米)        母材钢   焊接接头 现场焊接性能
拉伸            夏氏冲击试验               试验   拉伸   夏氏冲击试验      试验
  y-型槽开裂试验(无预热)
  YS(MPa)   TS(MPa)  vE-40(J)   TS(MPa)  vE-20(J)
本发明实施例     12345     ABCDB     3.73.41.64.21.2   860857862843889   947944948926983   251252255264228   929977954939942   211146217223179   无开裂无开裂无开裂无开裂无开裂
    678910     BCAAD     2.42.93.31.71.0   891908932901863   97410071030994956   226219221227198   972964978972941   211208191210192   无开裂无开裂无开裂无开裂无开裂
    1112     BC     4.63.6   875862   972948   203216   962951   179208   无开裂无开裂
例施实较比     X1X2X3X4X5     CDDAB     3.52.11.03.62.8   891859852890874   983941942976952   *72*81*79*44*26   911*877908906*837   *62*58*61166*26   无开裂无开裂无开裂无开裂无开裂
    X6X7X8X9X10     BCDDA     *5.44.23.83.22.2   866903931953772   9569939221028*843   *78*73*57*41*112   916912917912915    7294181*46*54   无开裂无开裂无开裂*开裂无开裂
    X11X12     CD     1.82.3   948712  1087*807   *37*26   944900   *20*31   *开裂无开裂
附加在试验结果上的记号*表示此结果没有达到指定程度。
表5
钢编号     化学成分(1)(重量％)
  C      Si    Mn      P      S      Cu      Ni      Cr    Mo
本发明实施例  12345678910   0.05  0.21  1.65   0.011   0.001   0.31  0.60     0.41  0.480.06  0.18  1.39   0.009   0.001   0.29  0.81     0.39  0.410.08  0.22  1.64   0.012   0.002   0.20  0.61     -     0.200.04  0.29  2.21   0.007   0.001   -     0.60     -     0.540.07  0.11  1.22   0.011   0.001   0.55  0.81     0.40  -0.06  0.21  1.20   0.011   0.001   0.32  0.61     0.42  0.460.04  0.51  1.99   0.011   0.002   -     1.15     -     0.510.09  0.07  0.80   0.012   0.002   0.42  0.81     0.21  0.460.09  0.19  0.61   0.013   0.001   0.57  0.30     0.54  0.310.05  0.22  1.66   0.011   0.001   0.31  0.61     0.10  0.44
比较实施例  51525354555657585960616263646566676869  *0.12 0.21  0.60   0.012   0.001   0.61  0.29     0.53  0.300.05 *0.69 1.75   0.011   0.002   -     1.12     -     0.410.03  0.05 *2.56  0.007   0.001   -     1.18     -     0.540.09  0.21  0.59   0.012   0.001  *0.89 0.31     0.55  0.310.07  0.19  1.18   0.011   0.001   0.31 *-       0.44  0.460.09  0.22  0.81   0.012   0.001   0.61  0.29    *0.88 0.310.08  0.19  1.63   0.011   0.002   0.22  0.60     -    *0.690.08  0.14  1.24   0.011   0.001   0.53  0.80     0.41  -0.08  0.21  1.41   0.011   0.001   0.55  0.81     0.40  -0.06  0.21  1.65   0.011   0.001   0.34  0.60     0.41  0.440.07  0.19  1.41   0.010   0.002   0.35  0.58     0.41  0.400.06  0.11  1.22   0.011   0.001   0.55  0.81     0.40  -0.09  0.22  1.62   0.012   0.002   0.19  0.61     -     0.220.09  0.21  1.40   0.012   0.002   0.20  0.41     0.40 *0.640.09  0.19  1.59   0.012   0.01    -     0.30     0.39  0.570.04  0.18  0.80   0.012   0.002   0.42 *0.18    0.44  -0.10  0.21  1.64   0.011   0.001   0.31  0.88     0.39  0.520.05  0.20  1.20   0.009   0.001   -     0.81     0.39  0.410.09  0.22  1.64   0.012   0.002   0.40  0.22     -     0.20
附加在数值上的记号*表示此值偏离本发明的优选范围。
表6
钢编号     化学成分(2)(重量％：剩余部分Fe)   Ceq  Vs
  V      Nb      Tl      B        Al       N     Ca
本发明实施例  12345678910  0.031   0.02   0.012   0.0009   0.028   0.0041  -0.033   0.03   0.011   0.0012   0.047   0.0047  0.0030.050   0.03   0.012   0.0013   0.076   0.0042  -0.081   0.05   0.012   0.0018   0.048   0.0044  0.004-       0.02   0.013   0.0007   0.080   0.0048  0.0040.030   0.01   0.011   0.0014   0.031   0.0037  -0.032   0.07   0.010   0.0009   0.027   0.0035  0.004-       0.02   0.015   0.0022   0.043   0.0044  -0.030   0.02   0.012   0.0010   0.038   0.0045  0.0040.031   0.03   0.013   0.0011   0.061   0.0048  -  0.57  0.370.53  0.300.46  0.410.57  0.420.44  0.340.50  0.300.56  0.340.43  0.290.43  0.280.50  0.38
比较实施例  51525354555657585960616263646566676869  0.029   0.02   0.012   0.0011   0.041   0.0033  -0.030   0.03   0.010   0.0009   0.027   0.0035  0.004-       0.05   0.012   0.0018   0.048   0.0044  0.0040.033   0.02   0.012   0.0010   0.038   0.0045  -0.032   0.01   0.011   0.0014   0.031   0.0037  -0.029   0.02   0.012   0.0010   0.038   0.0045  0.0040.049   0.02   0.011   0.0012   0.076   0.0042  -*0.121   0.01   0.013   0.0008   0.080   0.0048  0.004-      *-     0.013   0.0007   0.080   0.0048  0.0040.031  *0.12  0.012   0.0009   0.028   0.0041  -0.031   0.02  *0.035  0.0011   0.028   0.0041  --       0.02   0.013   -        0.080   0.0048  0.0040.046   0.03   0.012  *0.0034  0.076   0.0042  --       0.02   0.015   0.0022  *0.114  0.0044  -0.030   0.02   0.012   0.0010   0.038  *0.0078 0.0040.033   0.02   0.015   0.0022   0.043   0.0044  -0.031   0.01   0.012   0.0009   0.028   0.0041  -0.033   0.03   0.011   0.0012   0.047   0.0047  0.0030.050   0.03   0.012   0.0013   0.076   0.0042  - *0.33  0.190.50    0.32*0.22 *-0.09*0.39   0.220.47    0.36*0.35   0.320.42    0.420.46    0.360.49    0.390.57    0.390.54    0.35*0.43   0.330.47    0.420.57    0.370.57    0.40*0.31   0.28*0.64   0.390.47    0.230.45   *0.48
附加在数值上的记号*表示此值偏离本发明的优选范围
表7
  热加工控制过程符号(TMCP) A B C D E F
轧制   加热温度(℃)   1100   1100   1150   950   1150    1150
  累计压下量(％)   65   70   80   40   *20    70
终轧温度(℃)   750   750   780   740   840    750
冷却  起始温度(℃)   710   710   740   710   800    710
  冷却温度(℃/s)   27   48   62   29   56    *8
  终止温度(℃)   222   240   320   70   340    -
回火 加热温度(℃)   -   610   -   -   -    -
附加在数值上的记号*表示此值偏离本发明的优选范围。
表8
试验编号 钢编号   TMCP符号     母材钢显微组织
下贝氏体+马氏体(体积％) 下贝氏体(体积％)     纵横比   碳化物长直径(μm)
本发明实施例   12345678910     12345678910     AAABACDAAB     1009792100929699919095     20325419584024616340     4.33.74.64.34.24.73.94.24.24.1     1.82.62.92.51.92.82.72.62.42.9
比较实施例   11121314151617181920212223242526272829303132     36851525354555657585960616263646566676869     EEFAABBAAACADAACAACCAD     9698*769296100929497999494100989193100100*68100*5492     42348255405574932447451930612219192662421    *2.2*1.83.73.44.63.73.43.74.14.64.6*1.35.13.44.24.64.14.24.14.24.14.0     2.62.9*8.82.63.43.32.82.12.92.32.22.52.62.73.22.52.43.1*6.23.8*6.92.9
附加在数值上的记号*表示此值偏离本发明的优选范围。
表9
试验编号   钢编号   TMCP符号     母材钢   焊接接头   y型槽焊接开裂试验(无预热)
  YS    TS    vE-40(MPa)  (MPa)   (J)    TS    vE-20(MPa)  (J)
本发明实施例   12345678910   12345678910     AAABACDAAB 1067   1147     1361010   1086     144899    967     1611070   1151     136879    945     165969   1041     1501047   1126     139863    928     168852    916     170966   1039     150   1181   1021118   108996   1211186   102974   1241073   1121160   104956   126944   1281070   113   无开裂无开裂无开裂无开裂无开裂无开裂无开裂无开裂无开裂无开裂
比较实施例   11121314151617181920212223242526272829303132   368*51*52*53*54*55*56*57*58*59*60*61*62*63*64*65*66*67*68*69     *E*E*FAABBAAACADAACAACCAD  921    978     *81978   1057     *76724   *786    166974   1047     *61969   1042     *781083   1164     *57968   1041     *84923    993     *551005   1081     *681043   1122     *42935   1005     *27941   1012     *971072   1153     *461015   1091     *53728   *783    199997   1072     *691070   1150     *97913    982     *87677   *728    2141086   1168     *72820   *882    177895    962     *96    989   1281074   121966   1241078   *431073   *531199   *291072   *411023   *271114   *341155   *291036   *481042   *541188   *321124   *29*806  1491104   *361185   1021011   *12*750  1611203   *41908   133991   *52   无开裂无开裂无开裂*开裂无开裂无开裂无开裂无开裂无开裂无开裂无开裂无开裂无开裂无开裂无开裂无开裂无开裂无开裂无开裂*开裂无开裂*开裂
附加在钢编号或TMCP符号上的记号*表示此值偏离本发明优选范围以及附加在试验结果上的记号*表示此结果没有达到目标水平。

Claims (19)

1.具有至少约900MPa(130Ksi)的抗拉强度的钢，其中所述钢由再加热的钢坯生产，该钢坯包括铁和下列以重量％表示的添加物：
C：约0.02％至约0.1％；
Si：0％至约0.6％；
Mn：约0.2％至约2.5％；
Ni：约0.2％至约1.2％；
Nb：约0.01％至约0.1％；
Ti：约0.005％至约0.03％；
Al：0％至约0.1％；
N：约0.001％至约0.006％；
Cu：0％至约0.6％；
Cr：0％至约0.8％；
Mo：0％至约0.6％；
V：0％至约0.1％；
B：0％至约0.0025％；以及
Ca：0％至约0.006％；以及
其它杂质，包括
P：不大于约0.015％；以及
S：不大于约0.003％；以及
其中所述钢具有如下面公式{1}所定义的约0.15至约0.42的Vs值，以及又具有小于约5μm的碳化物尺寸：
{1}Vs＝C+(Mn/5)+5P-(Ni/10)-(Mo/15)+(Cu/10)
其中每个原子符号以重量％代表其含量。
2.根据权利要求1的钢，其中所述钢具有约0.28至约0.42的Vs值。
3.根据权利要求1的钢，该钢还具有包括马氏体和下贝氏体混合组织的显微组织，其中(i)所述混合组织在所述显微组织中至少占约90体积％，(ii)所述下贝氏体在所述混合组织中至少占约2体积％，以及(iii)原奥氏体晶粒具有至少约3的纵横比。
4.根据权利要求1的钢，还具有约0.4至约0.7的Ceq值，该Ceq值按下面的公式{2}定义：
{2}Ceq＝C+(Mn/6)+{(Cu+Ni)/15)}+{(Cr+Mo+V)/5}
其中每个原子符号以重量％代表其含量。
5.根据权利要求1的钢，该钢(a)还具有包括马氏体和下贝氏体混合组织的显微组织，其中(i)所述混合组织在所述显微组织中至少约90体积％，(ii)所述下贝氏体在所述混合组织中占至少占约2体积％，(iii)原奥氏体晶粒具有至少约3的纵横比；以及(b)还具有约0.4至约0.7的Ceq值，其Ceq值按下面的公式{2}定义：
{2}Ceq＝C+(Mn/6)+{(Cu+Ni)/15)}+{(Cr+Mo+V)/5}
其中每个原子符号以重量％代表其含量。
6.根据权利要求1的钢，其中所述钢具有的锰含量约0.2重量％至约1.7重量％，以及硼含量约0重量％至约0.0003重量％。
7.根据权利要求3的钢，其中所述钢具有的锰含量约0.2重量％至约1.7重量％，以及硼含量约0重量％至约0.0003重量％。
8.根据权利要求1的钢，其中所述钢具有的锰含量约0.2重量％至约1.7重量％，硼含量约0重量％至约0.0003重量％，以及如下面公式{2}定义的约0.53至约0.7的Ceq值：
{2}Ceq＝C+(Mn/6)+{(Cu+Ni)/15)}+{(Cr+Mo+V)/5}
其中每个原子符号以重量％代表其含量。
9.根据权利要求1的钢，其中所述钢具有的锰含量约0.2重量％至约1.7重量％，硼含量约0重量％至约0.0003重量％，如下面公式{2}定义的约0.53至约0.7的Ceq值，以及包括马氏体和下贝氏体混合组织的显微组织，其中(i)所述混合组织在所述显微组织中至少占约90体积％，(ii)所述下贝氏体在所述混合组织中至少占约2体积％，以及(iii)原奥化体晶粒具有至少约3的纵横比：
{2}Ceq＝C+(Mn/6)+{(Cu+Ni)/15)}+{(Cr+Mo+V)/5}
其中每个原子符号以重量％代表其含量。
10.根据权利要求1的钢，其中所述钢具有的锰含量约0.2重量％至约1.7重量％，以及硼含量约0.0003重量％至约0.0025重量％。
11.根据权利要求3的钢，其中所述钢具有的锰含量约0.2重量％至约1.7重量％，以及硼含量约0.0003重量％至约0.0025重量％。
12.根据权利要求1的钢，其中所述钢具有的锰含量约0.2重量％至约1.7重量％，硼含量约0.0003重量％至约0.0025重量％，以及如下面公式{2}定义的约0.4至约0.58的Ceq值：
{2}Ceq＝C+(Mn/6)+{(Cu+Ni)/15)}+{(Cr+Mo+V)/5}
其中每个原子符号以重量％代表其含量。
13.根据权利要求1的钢，其中所述钢具有的锰含量约0.2重量％至约1.7重量％，硼含量约0.0003重量％约0.0025重量％，如下面公式{2}定义的约0.4至约0.58的Ceq值，以及包括马氏体和下贝氏体混合组织的显微组织，其中(i)所述混合组织在所述显微组织中至少占约90体积％，(ii)所述下贝氏体在所述混合组织中至少占约2体积％，以及(iii)原奥化体晶粒具有至少约3的纵横比：
{2}Ceq＝C+(Mn/6)+{(Cu+Ni)/15)}+{(Cr+Mo+V)/5}
其中每个原子符号以重量％代表其含量。
14.制备具有至少约900MPa(130Ksi)的抗拉强度的钢板的方法，所述方法包括以下步骤：
(a)加热钢坯达到约950℃(1742°F)至约1250℃(2282°F)的温度；
(b)在温度不高于约950℃(1742°F)下的累计压下量至少约25％的条件下热轧所述钢坯形成钢板；
(c)在不低于约Ar3转变温度或约700℃(1292°F)下(无论哪个温度更高的温度下)，完成热轧；
以及
(d)从不低于约700℃(1292°F)的温度以约10℃/S至约45℃/S(约18°F/S至约81°F/S)的冷却速率冷却钢板，该冷却速率在基本上为所述钢板中心处测得，直到该钢板基本中心处温度冷却至不高于约450℃(842°F)
15.根据权利要求14的方法，其中所述方法还包括以下步骤：
(e)在不高于约675℃(1247°F)温度下回火所述钢板。
16.根据权利要求14的方法，其中所述钢板包括铁和下列以重量％表示的添加物：
C：约0.02％至约0.1％；
Si：0％至约0.6％；
Mn：约0.2％至约2.5％；
Ni：约0.2％至约1.2％；
Nb：约0.01％至约0.1％；
Ti：约0.005％至约0.03％；
Al：0％至约0.1％；
N：约0.001％至约0.006％；
Cu：0％至约0.6％；
Cr：0％至约0.8％；
Mo：0％至约0.6％；
V：0％至约0.1％；
B：0％至约0.0025％；以及
Ca：0％至约0.006％；以及
其它杂质，包括
P：不大于约0.015％；以及
S：不大于约0.003％；以及
其中所述钢板具有如下面公式{1}所定义的约0.15至0.42的Vs值，以及又具有小于约5μm的碳化物尺寸：
{1}Vs＝C+(Mn/5)+5P-(Ni/10)-(Mo/15)+(Cu/10)
其中每个原子符号以重量％代表其含量。
17.根据利要求14的方法，其中所述钢板具有约0.28至约0.42的Vs值。
18.根据权利要求14的方法，其中所述钢板具有包括马氏体和下贝氏体混合组织的显微组织，其中(i)所述混合组织在所述显微组织中至少占约90体积％，(ii)所述下贝氏体在所述混合组织中至少占约2体积％，以及(iii)原奥氏体晶粒具有至少约3的纵横比。
19.根据权利要求14的方法，其中所述钢板具有如下面公式{2}定义的约0.4至约0.7的Ceq值：
{2}Ceq＝C+(Mn/6)+{(Cu+Ni)/15)}+{(Cr+Mo+V)/5}
其中每个原子符号以重量％代表其含量。
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