具有优异韧性的可焊接超高强度钢的制造方法

专利名称：具有优异韧性的可焊接超高强度钢的制造方法
技术领域：
本发明涉及具有高韧性的超高强度的可焊钢板，还涉及采用该钢板制造的管路用管。更具体地讲本发明涉及这样一种可焊低合金管路用钢，它具有超高强度、高韧性，与管路的其他部分相比，焊接热影响区的强度损失可降至最低，也涉及制造用作管路用管母材的该钢板的方法。
背景技术：
在下面的说明书中定义了许多术语，为方便起见，就在权利要求书之前给出了一个术语表。
目前，工业用管路用管的最大屈服强度为约550MPa(80Ksi)，市场上也有更高强度的管路用钢，例如高至约690MPa(100Ksi)，但就我们所知，此类钢并未用于工业制造管路用管。另外，正如Koo和Luton的美国专利5545269、5545270和5531842所公开的生产更高强度的作为管路母材用钢(屈服强度至少约830MPa(120Ksi)、拉伸强度至少约900MPa(130Ksi))是切实可行的。Koo和Luton在美国专利No.5545269中所描述钢的强度是通过钢的化学组成和工艺技术的均衡来获得的，从而可得到基本均匀的、主要包含细晶回火马氏体和细晶贝氏体的显微组织，其中ε-铜和某些V、Nb和Mo的碳化物或氮化物或碳氮化物的析出使回火马氏体和贝氏体得以二次强化。
Koo和Luton在美国专利No.5545269中描述了制造高强度钢的方法将钢从最终的热轧温度以至少20℃/秒(36°F/秒)，优选约30℃/秒(54°F/秒)的冷却速度淬火至不高于400℃(752°F)，以得到以马氏体和贝氏体为主的显微组织。此外，为得到所需的显微组织和性能，Koo和Luton的发明需要采用一个附加的工步使钢板二次硬化，这个附加工步包括在不高于Ac1转变点的温度下对水冷钢板进行一定时间的回火，Ac1是加热时奥氏体开始形成的温度，回火时间要足以使ε-铜和某些V、Nb和Mo的碳化物、氮化物或碳氮化物得以析出。淬火后再回火这个附加工步大大地增加了钢板的成本，所以需要一种新的工艺，既可免除回火工步，又可得到所需的机械性能。另外，虽然这个回火工步对于二次硬化以获得所需的显微组织和性能是必要的，但它也会使钢材的屈强比大于0.93，从管路用管的优化设计角度考虑，需要钢材在保持高的屈服强度和拉伸强度前提下，屈强比低于约0.93。
原油和天然气的长距离输送需要比现在所用管路用管强度更高的管路用管，这种需求产生的必要原因如下(1)需要采用更高气体压力以提高输送效率，(2)需要通过减少管路壁厚和外径以降低材料和铺设成本。由于以上原因，对强度高于现在可用管路的管路用管的需求提高。
因此，本发明的目的在于提供钢组成和工艺方法，以便生产低成本、低合金、超高强度钢板，并提供用该钢制造的管路用管，其中该钢不需进行二次硬化所需的回火工步而得到高强度。此外，本发明的另一目的是提供适合管路设计的管路用高强度钢板，其屈强比低于约0.93。
与大多数高强度钢(即钢的屈服强度高于约550MPa(80Ksi))有关的一个问题是焊接后热影响区的软化。在焊接引起的热循环中，热影响区会发生局部相变或退火，从而引起热影响区的显著软化，与基体金属相比，其软化程度最高至约15％或更高。虽然可以生产屈服强度为830MPa(120Ksi)或更高的超高强度钢，但这些钢通常缺少管路用管所必需的韧性，无法满足管路用管所必需的可焊性要求，因为这些材料的Pcm(一个用于表示可焊性的公知工业术语)相对较高，通常高于约0.35。
所以，本发明的另一目的是生产低合金、超高强度钢板，它可用作管路母材，该钢板在保持恒定生产质量的同时，其屈服强度至少约690MPa(100Ksi)，拉伸强度至少约900MPa(130Ksi)，在低温下即低至约-40℃(-40°F)使用时具有足够的韧性，且在焊接引起的热循环中热影响区的强度损失能降至最低。
本发明的进一步目的是提供一种韧性和可焊性能满足管路用管要求且Pcm小于约0.35的超高强度钢。尽管Pcm和Ceq(碳当量)广泛地用于描述可焊性，它们也可通过提供在钢的基体中形成硬化显微组织的倾向从而反映出这种钢的淬透性，其中Ceq是另一个用于表示可焊性的公知工业术语，在本说明书中，Pcm定义为Pcm＝wt％C+wt％Si/30+(wt％Mn+wt％Cu+wt％Cr)/20+wt％Ni/60+wt％Mo/15+wt％V/10+5(wt％B)，而Ceq定义为Ceq＝wt％C+wt％Mn/6+(wt％Cr+wt％Mo+wt％V)/5+(wt％Cu+wt％Ni)/15。
发明概述在美国专利No.5545269中可发现按照该专利所描述的条件，超高强度钢终轧后水淬至不高于400℃(752°F)(至室温更好)的工步不能以空冷替代，因为在那种条件下，空冷会使奥氏体转变成铁素体/珠光体混合颗粒，从而造成钢材强度的恶化。
也可发现这些钢的水冷终止温度若高于400℃(752°F)，会造成冷却过程中相变硬化不充分，进而降低钢的强度。
对于按美国专利No.5545269所描述的工艺制造的钢板，水冷后的回火通过例如钢板重新加热至约400℃～700℃(752°F～1292°F)，保温预先设定好的时间而进行，以使整个钢板均匀硬化并提高其韧性。夏氏V型缺口冲击试验是公知的测量钢材韧性的试验，采用夏氏V型缺口冲击试验可测得的数据之一是在某一给定温度下试样断裂时所吸收的能量(冲击能)，例如-40℃(-40°F)时的冲击能(vE-40)。
继美国专利5545269所述发展之后，已发现高韧性的超高强度钢可以不经过成本昂贵的最终回火而进行生产，此结果可通过在某一特定的温度区间中断淬火而得以实现，这个温度区间决定于钢的具体化学成分，在中断冷却温度或在随后的空冷至室温过程中，可形成主要包含细晶下贝氏体、细晶板条马氏体或其混合物的显微组织。也发现采用这样一个新的工艺次序可得到令人惊奇且意想不到的结果钢板的强度和韧性是迄今为止最高的。
根据上述的本发明目的，本发明提供一种工艺方法，这里称作直接淬火中断法(IDQ)，依照此法，所需化学成分的低合金钢板在热轧结束时用一合适的流体(如水)淬火，快冷至某一合适的淬火终止温度(QST)，并随后空冷至室温，籍此可得到主要包含细晶下贝氏体、细晶板条马氏体或其混合物的显微组织。本发明所说的淬火指的是与空冷至室温相反，而是采用任一方式的加速冷却，此方式中选用具有提高钢材冷却速率的能力的流体。
本发明提供能适应一定冷速和QST参数规范从而获得硬化能力的钢材，通过称为IDQ部分淬火工艺，并随后空冷，在最终的钢板中可得到主要包含细晶下贝氏体、细晶板条马氏体或其混合物的显微组织。
本领域中众所周知，在钢材中加入少量的、5～20ppm量级的硼可对低碳、低合金钢的淬透性产生显著影响。所以，过去已通过在合金元素贫乏(即低碳当量(Ceq))的低合金钢中加硼已有效地用来形成硬相，如马氏体，以得到可焊性好的低成本、高强度钢。然而，对钢中加入所需少量硼的稳定控制不易实现，它需要技术先进的炼钢设备和技术诀窍，本发明提供一系列钢种，加硼或不加硼，均可采用IDQ工艺得到所需的显微组织和性能。
根据本发明，通过综合控制钢的化学成分和处理工艺，已可制造出这样的管路用高强度钢板，它的屈服强度至少约690MPa(100Ksi)，优选至少约760MPa(110Ksi)，更优选至少约830MPa(120Ksi)；屈强比优选低于约0.93，更优选低于约0.90，还更优选低于约0.85。对这些钢板，管路用管焊接后，热影响区的强度损失，与基体钢板相比，低于约10％，优选低于约5％。另外，这些适于制造管路用管的超高强度、低合金钢板，其厚度优选至少约10mm(0.39英寸)，更优选至少约15mm(0.59英寸)，还更优选至少约20mm(0.79英寸)。此外，这些超高强度、低合金钢板或不含硼，或为某些特殊用途含有约5～20ppm，优选8～12ppm的硼。管路用管产品的质量可基本保持一致且一般对氢致断脆不敏感。
此类钢板的制品优选具有基本一致的显微组织，该显微组织最好主要包含细晶下贝氏体、细晶板条马氏体或以上的混合。细晶板条马氏体最好包含自回火细晶板条马氏体。在本发明的说明书和权利说明书中，“主要”指的是至少50％(体积百分数)，显微组织的剩余部分可包括额外的细晶下贝氏体、额外的细晶板条马氏体、上贝氏体或铁素体。更优选的显微组织包含至少约60％～80％(体积百分比)的细晶下贝氏体、细晶板条马氏体或以上的混合，更优选显微组织包含至少约90％(体积百分比)的细晶下贝氏体、细晶板条马氏体或以上的混合。
下贝氏体和板条马氏体都可由V、Nb和Mo的碳化物或碳氮化物的析出物而进一步强化。这些析出物，特别是那些含V的析出物有助于将热影响区的软化降至最低，其作用机理可能是阻止加热温度不超过Ac1转变点的区域中位错密度大的降低或通过促进加热温度超过Ac1转变点的区域中的析出强化，或者以上两者的综合。
本发明的钢板是用以常规方式制造的的板坯进行生产的，在一具体实施方案中，该钢板包含铁和下述重量百分比的合金元素0.03～0.10％C，优选0.05～0.09％C0～0.6％Si1.6～2.1％Mn0～1.0％Cu0～1.0％Ni，优选0.2～1.0％Ni0.01～0.10％Nb，优选0.03～0.06％Nb0.01～0.10％V，优选0.03～0.08％V0.3～0.6％Mo0～1.0％Cr0.005～0.03％Ti，优选0.015～0.02％Ti0～0.06％Al，优选0.001～0.06％Al
0～0.006％Ca0～0.02％稀土金属(REM)0～0.006％Mg更进一步的特征为Ceq≤0.7且Pcm≤0.35，作为选择，上述成分可改变，可含有0.0005～0.0020wt％B，优选0.0008～0.0012wt％B，且Mo含量为0.2～0.5wt％。
对本发明的基本不含硼钢，Ceq优选为大于约0.5但小于约0.7，对本发明的含硼钢，Ceq优选大于约0.3但小于约0.7。
另外，钢中众所周知的杂质元素N、P和S越低越好，尽管按下文所述，需要一些N以形成Ti的氮化物颗粒来阻止晶粒长大。N的含量优选约0.001～0.006wt％，S的浓度应不超过约0.005wt％，优选不超过约0.002wt％，P的浓度应不超过约0.015wt％。对于以上成分的钢，要么基本不含硼，不含硼即没有添加的硼，B的浓度优选低于约3ppm，更优选低于约1ppm；要么该钢含硼，其硼加入量如上文所述。
依据本发明，一种制造显微组织主要包含细晶下贝氏体、细晶板条马氏体或其混合物的超高强度钢的优选方法包括以下过程将钢板坯加热至足够温度以使基本上所有V和Nb的碳化物和碳氮化物溶解；在奥氏体再结晶的第一温度区间通过一道或多道热轧将板坯减薄至钢板；接着在高于Ar3转变点且低于Tnr温度的第二温度区间通过一道或多道热轧将上述钢板进一步减薄，Tnr指奥氏体进行再结晶的最低温度，Ar3指奥氏体冷却时开始转变成铁素体的温度；将最终热轧后的钢板淬火至至少低至Ar1转变点的温度，Ar1指冷却时奥氏体转变成铁素体或铁素体+渗碳体的终了温度，优选冷至约550℃～150℃(1022°F～302°F)，更优选冷至约500℃～150℃(932°F～302°F)；停止淬火；将淬火后的钢板空冷至室温。
Tnr温度、Ar1转变点和Ar3转变点均分别决定于板坯的化学成分，可容易地由试验确定或用适当的模型通过计算得到。
依据本发明第一个优选实施方案的超高强度、低合金钢的拉伸强度优选至少约900MPa(130Ksi)，更优选至少约930MPa(135Ksi)，其显微组织主要包含细晶下贝氏体、细晶板条马氏体或以上二者的混合，此外，显微组织中还包含细小的渗碳体析出相和可选择性包含更细小的V、Nb和Mo的碳化物或碳氮化物析出物。细晶板条马氏体最好包含自回火细晶板条马氏体。
依据本发明的第二优选实施方案的超高强度、低合金钢的拉伸强度优选至少约900MPa(130Ksi)，更优选至少约930MPa(135Ksi)，其显微组织主要包含细晶下贝氏体、细晶板条马氏体或以上二者的混合，此外，显微组织中还包含硼和细小的渗碳体析出相以及可选择性包含更细小的V、Nb和Mo的碳化物或碳氮化物析出物。细晶板条马氏体最好包含自回火细晶板条马氏体。


图1是本发明工艺步骤的图示说明，图中不同的阴影表示不同的显微组织组元，这些显微组织组元与工艺中所用的时间和温度相对应。
图2A和图2B分别是采用淬火终止温度为约295℃(563°F)处理后钢中以自回火板条马氏体为主的显微组织的透射电镜的明场像和暗场像照片。从图2B可看出马氏体板条中渗碳体析出相的充分析出。
图3是透射电镜明场像照片，表示了淬火终止温度为约385℃(725°F)处理后钢中主要是下贝氏体的显微组织。
图4A和图4B分别是淬火终止温度为约385℃(725°F)的处理后的钢透射电镜明场像和暗场像照片。图4A表示了主要是下贝氏体的显微组织。图4B表示了Mo、V、Nb碳化物颗粒的存在，其直径小于约10nm。
图5是一组合图，包括曲线和一些透射电镜照片，表示了在某些特定的化学成分的钢中，淬火终止温度对韧性和拉伸强度相应值的影响，这些钢都是依照本发明的钢，包括含硼的示于表II中的“H”和“I”(用●表示)及含硼少的示于表II中的“G”(用■表示)，它们与本文中表II所表示的钢种相一致。图中，纵坐标为-40℃(-40°F)时的夏氏冲击试验冲击能，单位为焦耳；横坐标为拉伸强度，单位为MPa。
图6表示了在某些特定的化学成分的钢中，淬火终止温度对韧性和拉伸强度相应值的影响，这些钢都是依照本发明的钢，包括含硼的表II中的“H”和“I”(用●表示)及基本不含硼的表II中的“D”(用■表示)。图中，纵坐标为-40℃(-40°F)时的夏氏冲击试验冲击能，单位为焦耳；横坐标为拉伸强度，单位为MPa。
图7是一透射电镜明场像照片，表示样品钢“D”(根据本文中表II)中的位错板条马氏体，该钢采用IDQ方法进行处理，淬火终止温度为约380℃(716°F)。
图8是一透射电镜明场像照片，表示样品钢“D”(根据本文中表II)中主要是下贝氏体显微组织的区域，该钢采用IDQ方法进行处理，淬火终止温度为约428℃(802°F)。从图中可看出贝氏体条中有下贝氏体所特有的单向排列的渗碳体薄片。
图9是样品钢“D”(根据本文中表II)中上贝氏体的透射电镜明场像照片，该钢采用IDQ方法进行处理，淬火终止温度为约461℃(862°F)。
图10A是一透射电镜明场像照片，表示样品钢“D”(根据本文中表II)中马氏体(图中中心部位)周围环绕着铁素体的区域，该钢采用IDQ方法进行处理，淬火终止温度为约534℃(993°F)。从图中可看出在邻接铁素体/马氏体界面处的铁素体中有细小的碳化物析出。
图10B是样品钢“D”(根据本文中表II)中的高碳、孪晶马氏体的透射电镜明场像照片，该钢采用IDQ方法进行处理，淬火终止温度为约534℃(993°F)。
虽然本发明结合其优选的实施方案进行了描述，应该理解的是本发明不受其限制。相反，本发明试图覆盖所有的替代方案、修改方案和等效方案，它们均都包含在附后的权利要求书所确定的本发明的精髓和范围内。
本发明详述依照本发明的一方面，板坯的处理工艺如下将板坯加热至基本均匀的温度足以使基本所有V和Nb的碳化物和碳氮化物溶解，优选在约1000℃～1250℃(1832°F～2282°F)，更优选在约1050℃～1150℃(1922°F～2102°F)；在奥氏体再结晶的第一温度区间进行第一次热轧，通过一道或多道热轧将板坯减薄至钢板，压下量优选约20％～60％(厚度方向上)；接着在高于Ar3转变点且奥氏体不发生再结晶的低于第一温度区间的第二温度区间进行第二次热轧，通过一道或多道热轧将上述钢板进一步减薄，压下量优选约40％～80％(厚度方向上)；将热轧后的钢板以至少约10℃/秒(18°F/秒)的冷速从不低于Ar3转变点的温度淬火至至少低至Ar1转变点的淬火终止温度(QST)对钢板进行硬化，优选的冷速至少约20℃/秒(36°F/秒)，更优选的冷速至少约30℃/秒(54°F/秒)，甚至更优选的冷速至少约35℃/秒(63°F/秒)，QST温度优选介于550℃～150℃(1022°F～302°F)之间，更优选在约500℃～150℃(932°F～302°F)；停止淬火，将钢板空冷至室温，以促进钢材转变的完成，以转变成主要是细晶下贝氏体、细晶板条马氏体或以上二者混合的显微组织。本领域熟练的技术人员都理解，这里所采用的“厚度方向上的减薄率”指的是在所述轧制前钢坯或钢板厚度方向上的压下百分比。举下述例子仅供说明，并非因此而限制本发明一块厚度为约25.4cm(10英寸)的板坯可在第一温度区间压下约50％(压下量50％)至约12.7cm(5英寸)，接着在第二温度区间压下约80％(压下量80％)至约2.54cm(1英寸)。
举例如下，请参看图1，依据本发明对钢板进行如下处理在所示的温度区间(将在下文中详细介绍)内进行可控轧制(10)；将上述钢板从淬火起始点14淬火12至淬火终止温度(QST)16，停止淬火后，钢板空冷18至室温，以促进钢板转变成主要为细晶下贝氏体(在下贝氏体区20中)、细晶板条马氏体(在马氏体区22中)或以上二者混合的显微组织，应避免进入上贝氏体区24和铁素体区26。
超高强度钢需要一系列必要的性能，这些性能是通过组合合金元素和热机械处理综合得到的。通常情况下，钢中化学组成的微小变化会引起产品特性巨大的改变。本发明中各种合金元素的作用和它们的优选浓度范围如下碳对钢和焊缝起基体强化作用，不论其显微组织是什么，此外碳也起析出强化作用，主要是通过形成细小的铁的碳化物(渗碳体)、Nb的碳氮化物[Nb(C，N)]、V的碳氮化物[V(C，N)]以及Mo2C(一种Mo的碳化物)颗粒或析出物，条件是它们足够细小且数量众多。另外，Nb(C，N)析出物在热轧过程中通常可起阻止奥氏体再结晶和抑制晶粒长大的作用，从而可作为一种细化奥氏体晶粒的手段，进而可同时提高屈服强度、拉伸强度以及低温韧性(如夏氏冲击试验中的冲击能)。碳也可提高淬透性即钢冷却时形成更硬、强度更高显微组织的能力。一般情况下，如果含碳量低于约0.03wt％，将得不到以上的强化效果，如果含碳量超过约0.10wt％，这种钢在现场焊接后一般对冷脆敏感且会降低钢板和焊接热影响区的韧性。
锰对获得本发明所需的显微组织即包括细晶下贝氏体、细晶板条马氏体或以上二者的混合是必需的，且加锰后钢的强度和低温韧性得到了更好的均衡。为达到这种目的，Mn含量下限定为约1.6wt％，上限定为约2.1wt％，因为超过2.1wt％的Mn倾向于增大连铸钢中的中心偏析，而且会导致钢韧性的恶化。另外，高的锰含量会使钢的淬透性过高，因而降低焊接热影响区的韧性进而降低现场可焊性。
硅的加入是为了脱氧和提高钢的强度，其加入上限是约0.6wt％，因为过高的硅含量会使钢的现场焊接性和热影响区(HAZ)的韧性明显恶化。对于钢的脱氧，硅并不总是必需的，因为铝和钛也可起到同样的作用。
铌的加入是为了促进钢材轧制显微组织的晶粒细化，进而同时提高强度和韧性。Nb的碳氮化物析出在热轧过程中可起到阻止再结晶和抑制晶粒长大的作用，从而可作为一种细化奥氏体晶粒的手段。Nb也可在最终冷却过程中通过形成Nb(C，N)析出物对钢起进一步的强化作用。存在钼时，铌可在控制轧制过程中通过抑制奥氏体再结晶有效地细化显微组织，并通过析出强化和提高淬透性使钢得以强化。存在硼时，铌起共同提高淬透性作用，为得到这种效果，优选的铌加入量至少约0.01wt％，然而，超过约0.10wt％的铌一般对钢的可焊性和热影响区韧性有害，所以铌的最高加入量不应超过约0.10wt％，其优选的加入量为约0.03wt％～0.06wt％。
钛可形成细小的钛的氮化物颗粒，在板坯再加热过程中可通过阻止奥氏体晶粒的粗化从而细化显微组织。另外，钛的氮化物颗粒的存在可抑制焊接热影响区的晶粒粗化。因而，钛可同时提高基体金属和焊接热影响区的低温韧性。由于钛能够以钛的氮化物形式固定游离氮，所以它可以阻止游离氮形成氮化硼而对钢的淬透性产生的不利影响。为得到这种效果，钛的优选加入量至少应是氮量的3.4倍(重量比)。当铝含量较低时(即低于约0.005wt％)，钛可形成一种氧化物，这种氧化物可作为焊接热影响区中晶内铁素体的形核核心，进而细化这些区域的显微组织。为达到这些目的，钛的优选加入量应至少约0.005wt％，其加入上限为0.03wt％，因为过多的钛含量会引起钛的氮化物的粗化和由钛的碳化物引起的析出强化，这二者都会造成低温韧性的恶化。
铜可增加基体金属和焊接热影响区的强度，但铜的过量加入会大大降低热影响区的韧性和钢的现场焊接性，所以，铜的加入量上限为约1.0wt％。
镍的加入是为了在不损害其现场焊接性和低温韧性的前提下提高按本发明制造的低碳钢的性能，与锰和钼相比，镍的加入倾向于在钢板中形成很少的对低温韧性有害的硬化显微组织组元。镍的加入量，只要大于0.2wt％，就可有效地提高焊接热影响区的韧性。镍一般情况下是有益元素，除了在某些特定的环境中当镍含量超过约2wt％时，它有促进硫化物应力断裂的倾向。依照本发明制备钢材时，镍的加入上限定为约1.0wt％，因为镍的价格昂贵且加入过多会引起焊接热影响区韧性的恶化。镍的加入也可有效地防止在钢材连铸和热轧过程中由铜引起的表面裂纹，为达到这种目的，镍的加入量最好大于铜含量的约1/3。
铝的加入这些钢中一般是为了脱氧，它对钢显微组织的细化也是有效的。铝也通过消除HAZ区粗大晶粒中的游离氮对保持HAZ的韧性有重要作用，这些游离氮是HAZ中由于焊接时的加热使TiN部分溶解从而释放出来的。如果铝的加入量过高，即大于约0.06wt％，会有形成Al2O3(铝的氧化物)类夹杂的倾向，从而对钢和钢中HAZ区的韧性不利。在钢中加入钛或硅也可达到脱氧的目的，所以并不一定总要加铝。
钒具有与铌相似的效果，但没有Nb那么显著，然而与铌同时加入时，超高强度钢中钒的加入会产生显著的作用。铌和钒的同时加入会进一步提高本发明钢的优良性能。尽管其优选的加入上限为约0.1wt％，然而从焊接件HAZ区的韧性和现场可焊性角度考虑，其更加优选的加入范围为约0.03wt％～0.08wt％。
钼的加入是为了提高钢的淬透性进而促进所需下贝氏体显微组织的形成，在含硼钢中，钼对淬透性的影响效果尤为显著。当钼与铌同时加入时，钼在控制轧制过程中可增大对奥氏体再结晶的抑制作用，进而促进奥氏体显微组织的细化。为达到以上目的，在基本不含硼和含硼钢中钼的优选加入量分别是至少约0.3wt％和约0.2wt％，其优选加入上限对基本不含硼和含硼钢分别是约0.6wt％和约0.5wt％，因为过多的钼会在现场焊接时损害HAZ的韧性，降低钢的现场可焊性。
铬一般可提高钢材直接淬火的淬透性，也可提高抗腐蚀和抗氢脆能力。同钼一样，过多的铬，即超过约1.0wt％时，倾向于造成现场焊接后的冷裂，也倾向于使钢和它的热影响区的韧性恶化，所以，铬的优选最大加入量为约1.0wt％。
氮可以在板坯再加热过程和焊接件的热影响区中通过形成钛的氮化物抑制奥氏体晶粒的粗化，所以，氮可以同时提高基体金属和焊接热影响区的低温韧性。为达到这种目的，氮的最小加入量为约0.001wt％，其优选上限应保持在约0.006wt％，因为过高的氮会增加板坯表面缺陷的发生率，也会降低硼元素的有效淬透性。同样，游离氮原子的存在会导致焊接件热影响区韧性的恶化。
钙和稀土金属(REM)一般用于控制硫化锰(MnS)夹杂的形态并提高低温韧性(例如夏氏冲击试验的冲击能)。为控制硫化物的形态需要至少加入约0.001wt％的钙或约0.001wt％的REM。然而，如果钙含量超过约0.006wt％或REM含量超过约0.02wt％，会形成大量的CaO-CaS(一种钙氧化物-钙硫化物)或REM-CaS(一种稀土金属-钙硫化物)，并且转变成大的团粒和大的夹杂物，这不仅会损害钢的纯净度，也会对其现场可焊性产生不利影响。优选的钙浓度限制在约0.006wt％，REM限于约0.02wt％。对于超高强度管路用钢，在保持ESSP值优选介于约0.5和10之间时，降低硫含量至低于约0.001wt％、降低氧含量至低于约0.003wt％，优选低于约0.002wt％，会对同时提高钢的韧性和可焊性特别有效，ESSP是一个与钢中硫化物夹杂的形态控制有关的指标，可由下式定义ESSP＝(wt％Ca)[1-124(wt％O)]/1.25(wt％S)。
镁一般可形成细小弥散的氧化物颗粒，可抑制晶粒的长大和/或促进HAZ中晶内铁素体的形成，进而提高热影响区韧性。为使镁的加入产生效果，至少需加入约0.0001wt％的镁，然而，如果镁量超过约O.006wt％，会形成粗大的氧化物，损害HAZ区的韧性。
硼在低碳钢(碳含量低于约0.3wt％)中少量加入，约0.0005wt％到约0.0020wt％(5ppm～20ppm)，会显著地提高这些钢的淬透性，其作用机理是在钢从高温冷至室温过程中阻止软相铁素体和珠光体组元的形成，促进高强度的硬化相贝氏体或马氏体组元的形成。硼量超过约0.002wt％会促进脆性颗粒Fe23(C，B)6(一种铁的硼碳化物)的形成，所以硼优选的加入上限为约0.0020wt％，为得到最大的淬透性效果，优选的加入浓度为约0.0005wt％～0.0020wt％(5ppm～20ppm)的硼。根据上文的观点，硼可用作昂贵合金元素的替代品来促进沿整个钢板厚度方向上的显微组织均匀性。硼也可增大钼和铌对钢淬透性的提高作用，因而硼的加入可使低Ceq的钢获得高的基板强度，同样地，钢中加硼提供了将钢的高强度同良好可焊性和冷裂抗力相结合的潜在可能性，硼也可提高晶界强度进而抵抗氢致晶间断裂。
本发明热机械处理的首要目的，正如图1所示，是得到由基本未再结晶的奥氏体晶粒转变而来的主要包含细晶下贝氏体、细晶板条马氏体或其混合物的显微组织，该显微组织中最好也含有细小弥散的渗碳体。下贝氏体和板条马氏体组元可被更为细小弥散的Mo2C、V(C，N)和Nb(C，N)析出物或以上的混合物进一步强化，而且在一些情况下，还可包含有硼。细晶下贝氏体、细晶板条马氏体或以上的混合这样的细小显微组织使材料具有高的强度和好的低温韧性。为得到所需的显微组织，首先使板坯中加热的奥氏体晶粒尺寸细化；第二，使所述晶粒进行变形、压扁使奥氏体晶粒在厚度方向上更为细小，例如优选小于5～20微米；第三，那些被压扁的奥氏体晶粒中充满高密度的位错和剪切带。这些界面在钢板热轧结束后的冷却过程中可以限制转变相(即下贝氏体和板条马氏体)的长大。其第二个目的是在钢板冷到淬火终止温度后，保留足够含量的固溶体形式的Mo、V、Nb，以便在贝氏体转变或在焊接热循环中Mo、V、Nb以Mo2C、V(C，N)、Nb(C，N)形式析出，提高并保持钢的强度。板坯热轧前的再加热温度应足够高以最大限度地溶解V、Nb、Mo，但应防止引起钢材连铸过程中形成的TiN颗粒的分解，因为这些颗粒在热轧前起防止奥氏体晶粒粗化的作用。为在本发明成分钢中达到上述两个目的，热轧前的再加热温度应至少约1000℃(1832°F)，但不超过约1250℃(2282°F)。板坯最好采用合适的再加热方法(例如将板坯在加热炉中放置一段时间)将基本上整个板坯、最好是整个板坯的温度提高到所需的再加热温度。在本发明范围内的所有成分钢所用的具体再加热温度均可由本领域内熟练的技术人员容易地确定，或者通过试验或采用合适的模型经过计算进行确定。另外，将基本上整个板坯、最好是整个板坯的温度提高到所需的再加热温度所需的炉温和再加热时间可由本领域内熟练的技术人员通过参考标准工业出版物容易地进行确定。
对于本发明范围内的所有钢成分，再结晶区和未再结晶区之间的边界温度，Tnr温度，决定于钢的化学成分，更具体地说，决定于轧制前的再加热温度、碳浓度、铌浓度和轧制道次中的给定压下量。本领域内熟练的技术人员可通过试验或模型计算确定每种成分钢的这个温度。
除了再加热温度是针对基本上整个板坯而言之外，描述本发明工艺方法时后来所提及的温度是在钢表面测量的温度，钢的表面温度例如可采用光学高温计进行测量，或采用其他任何适于测量钢表面温度的仪器。本发明中所涉及的淬火(冷却)速率指的是钢板厚度方向上的中心或基本上中心处的冷却速率；淬火终止温度(QST)指的是淬火结束后因来自板厚度方向中心的热量传导使板的表面所达到的最高或基本上最高的温度。为达到所要的加速冷却速率，淬火介质所需的温度和流速可由本领域内熟练的技术人员通过参考标准工业出版物进行确定。
本发明的热轧条件除了可细化奥氏体的晶粒尺寸外，还可通过在奥氏体晶粒中形成变形带来增加位错密度，进而在轧制结束后的冷却过程中通过限制转变产物即细晶下贝氏体和细晶板条马氏体的尺寸，引起显微组织的进一步细化。如果在再结晶温度区间内的轧制压下量降低至低于本文所示的范围，而在非再结晶温度区间内的轧制压下量提高至高于本文所示的范围，奥氏体晶粒的尺寸一般会不够小，从而得到粗大的奥氏体晶粒，进而同时降低钢的强度和韧性，并且导致高的氢致断裂敏感性。另一方面，如果在再结晶温度区间内的轧制压下量提高至高于本文所示的范围，而在非再结晶温度区间内的轧制压下量降低至低于本文所示的范围，奥氏体晶粒中形成的变形带和位错亚结构会不足以使钢在轧制结束后的冷却过程中形成足够细化的转变产物。
轧制结束后，将钢板从优选不低于Ar3转变点的温度淬火至不高于Ar1转变点的温度，即钢板冷却时奥氏体转变成铁素体或铁素体+渗碳体的终止温度，其优选值不高于约550℃(1022°F)，更优选不高于约500℃(932°F)。一般采用水进行淬火，然而其他适合的流体也可用于淬火。按照本发明，一般不在轧制和淬火之间进行长时间空冷，因为这将会中断标准轧钢机上材料从轧制到冷却的正常流程，然而，已确定的是通过在一适合的温度范围内中断淬火，然后让淬火钢板在室温下空冷至其最终状态，能在不打断轧制流程的前提下得到极为有利的显微组织组元，这样，对轧钢机的生产率影响极小。
这样，热轧和淬火后的钢板就进入了最终空冷处理阶段，其开始温度不高于Ar1转变温度，优选为不高于约550℃(1022°F)，更优选不高于约500℃(932°F)。进行这个最终冷却处理的目的是提高钢的韧性，其作用机理是在整个细晶下贝氏体和细晶板条马氏体显微组织中基本均匀地充分析出细小弥散的渗碳体颗粒，另外，根据淬火终止温度和钢成分的不同，也会形成更为细小弥散的Mo2C、Nb(C，N)和V(C，N)析出相，这也可提高钢的强度。
采用上述工艺生产的钢板尽管其碳浓度相对较低，仍具有高的强度和高的韧性，而且在钢板厚度方向上显微组织的均匀性高。例如，这样的钢板的屈服强度一般至少约830MPa(120ksi)，拉伸强度至少约900MPa(130ksi)，韧性(在-40℃(-40°F)测量，例如vE-40)至少约120焦耳(90英尺-磅)，这些性能适合在管线用管中使用。另外，热影响区(HAZ)的软化倾向因V(C，N)和Nb(C，N)析出物的存在和在焊接过程中进一步形成而降低。此外，钢对氢致断裂的敏感性也大为降低。
在钢中进行焊接时的焊接热循环会在钢中造成HAZ区，其宽度为焊接熔合线两侧约2～5mm(0.08～0.2英寸)。在HAZ区中会形成一温度梯度，例如从约1400℃到约700℃(2552°F～1292°F)，该区包括从低温到高温一般发生下列软化现象的区域高温下的回火软化，和奥氏体化以及缓冷造成的软化。在较低温度，700℃(1292°F)左右，V和Nb以及它们的碳化物或碳氮化物的存在能通过保持高位错密度和亚结构阻止软化或基本上将软化降至最低；而在较高温度，850℃～950℃(1562°F～1742°F)左右，可进一步形成V和Nb的碳化物或碳氮化物而将软化降至最低。焊接引起热循环中上述作用叠加后，同基体钢相比，HAZ区的强度降低小于约10％，优选小于约5％。这就是说，HAZ区的强度至少有基体钢材强度的约90％，优选至少约95％。保持HAZ区的强度应主要归因于V和Nb的总浓度大于约0.06wt％，而且最好钢中V和Nb各自的浓度均大于约0.03wt％。
本领域内技术人员知道，管路用管是用钢板通过公知的U-O-E工艺成形的，其工艺如下将钢板变形成U形(“U”)，接着变成O形(“O”)，缝焊后O形钢板扩张约1％(“E”)。成形和扩张以及它们所伴随着的加工硬化作用会使管路用管的强度提高。
下例用于说明上述的本发明。IDQ工艺的优选实施方案依据本发明，优选的显微组织主要含有细晶下贝氏体、细晶板条马氏体或以上的混合。具体地说，为得到强度、韧性以及HAZ抗软化能力的最佳组合，更为优选的显微组织主要含有细晶下贝氏体，它经以下的析出颗粒所强化渗碳体颗粒和包含Mo、V、Nb或其混合物的稳定的细小合金碳化物。这些显微组织的详细举例如下淬火终止温度对显微组织的影响1.具有足够淬透性的含硼钢采用淬火速度为约20℃/秒～35℃/秒(36°F/秒～63°F/秒)的IDQ工艺处理后钢的显微组织主要由钢的淬透性控制，淬透性决定于钢的成分参数，如碳当量(Ceq)和淬火终止温度(QST)。具有本发明钢板优选厚度的具有足够淬透性的含硼钢板，即Ceq大于约0.45但小于约0.7，它们具有宽的工艺处理范围以形成所需的显微组织(优选主要是细晶下贝氏体)和机械性能，因而特别适合于IDQ工艺。这些钢的QST范围很宽，优选值为约550℃～150℃(1022°F～302°F)，都能得到所需的显微组织和性能。当对这些钢采用低QST即约200℃(392°F)的IDQ工艺处理时，其显微组织主要是自回火板条马氏体，当QST提高至约270℃(518°F)时，其显微组织与QST为约200℃(392°F)的显微组织相比，除了自回火渗碳体析出物稍为粗化外，变化很小。QST为约295℃(563°F)试样的显微组织为板条马氏体(大部分)和下贝氏体的混合。然而，板条马氏体呈现出显著的自回火效应，具有充分析出的自回火渗碳体析出物。请参看图5，上述钢板的QST为约200℃(392°F)、约270℃(518°F)和约295℃(563°F)时的显微组织如图5的显微照片52所示。再参看图2A和2B，图2A和2B是QST为约295℃(563°F)时大范围渗碳体颗粒的明场和暗场显微照片。板条马氏体中的这些特征会引起屈服强度的一些降低，然而图2A和2B所示钢的强度仍足以作为管路用管使用。现在参看图3和5，随QST的升高至约385℃(725°F)时，显微组织主要包含下贝氏体，如图3和图5中的显微照片54所示。透射电镜的明场照片图3，显示了下贝氏体基体中的特征渗碳体析出。在本例的合金中，下贝氏体显微组织的特征在于对加热有良好的稳定性，即使在焊接件的细晶和亚临界和临界热影响区(HAZ)中仍可阻止软化。这可解释为含Mo、V和Nb类型的非常细小的合金碳氮化物的存在所致。图4A和4B分别是透射电镜的明场像和暗场像照片，显示了直径小于约10nm的碳化物颗粒的存在，这些细小的碳化物颗粒能显著提高钢的屈服强度。
图5是一具有优选化学成分的含硼钢经处理后的显微组织和性能综合图。每个数据点下面的数字表示那个数据点所用的QST，单位为℃(摄氏度)。在这种特定的钢中，当QST提高至超过500℃(932°F)，例如约515℃(959°F)时，主要的显微组织组元变为上贝氏体，如图5的显微照片56所示，在QST为约515℃(959°F)时，还会产生少量但数量可观测到的铁素体，也如图5的显微照片56所示。上述结果的综合是强度有相当大的降低但并没有与此相应的韧性提高。从此例可发现为得到强度和韧性的良好综合，应避免形成相当数量的上贝氏体，尤其是主要为上贝氏体的显微组织。
2.低合金元素的含硼钢当低合金元素的含硼钢(Ceq小于约0.5但大于约0.3)用IDQ工艺处理成具有本发明钢板优选厚度的钢板时，得到的显微组织会含有不同数量的先共析和共析铁素体，它们是比下贝氏体和板条马氏体显微组织软得多的相，为满足本发明的强度目标，所有软相的数量应小于约40％。在此限制之内，对于一个合金元素较低的含硼钢，采用QST温度为约200℃(392°F)的IDQ处理后得到的含有铁素体的硼钢能在保持图5所示的高强度水平的基础上获得较好的韧性。这种钢的特征在于具有铁素体和自回火板条马氏体所组成的混合组织，样品中后者为主要相，如图5的显微照片58所示。
3.具有足够淬透性的基本不含硼钢为得到同样水平的淬透性，同含硼钢相比，本发明的基本不含硼钢需要更多的其他合金元素。所以这些基本不含硼钢最好具有这样的特征高的Ceq，优选大于约0.5且小于约0.7，以便于对具有本发明优选厚度的钢板通过有效的工艺处理得到可接受的显微组织和性能。图6显示了具有优选化学组成的基本不含硼钢的机械性能测量值(用■表示)，与之相比的是本发明含硼钢的机械性能测量值(用●表示)。每个数据点旁的数字表示那个数据点所用的QST(单位为℃)。对基本不含硼钢进行了显微组织特性观察，在QST为534℃时，显微组织主要是含有析出物的铁素体+上贝氏体和孪晶马氏体。在QST为461℃时，显微组织主要是上贝氏体和下贝氏体。在QST为428℃时，显微组织主要是含有析出物的下贝氏体。在QST为380℃和200℃时，显微组织主要是含有析出物的板条马氏体。在此例中可发现为得到强度和韧性的良好综合，应避免形成相当数量的上贝氏体，尤其是主要为上贝氏体的显微组织。另外，应避免采用很高的QST温度，因为铁素体和孪晶马氏体的混合组织不能提供强度和韧性的良好组合。当基本不含硼钢采用QST为约380℃(716°F)的IDQ处理时，显微组织主要是板条马氏体，如图7所示，透射电镜明场显微照片显示其组织为具有高位错含量的细小、平行板条结构，这种结构可以得到高的强度。从高强度和韧性观点考虑，这种显微组织是理想的。然而，值得注意的是其韧性不如主要由下贝氏体显微组织所得到的韧性高，后一显微组织是本发明的含硼钢在与之相当的IDQ淬火终止温度(QST)时获得的，实际上是在低至约200℃(392°F)的QST温度。当QST提高至约428℃(802°F)，显微组织迅速地从主要是板条马氏体变为主要是下贝氏体。图8，钢D(依照本文表II)经QST为428℃(802°F)的IDQ处理后的透射电镜显微照片，显示了下贝氏体铁素体基体上的特征渗碳体析出。在本例的合金中，下贝氏体显微组织的特征在于对加热有良好的稳定性，即使在焊接件的细晶和亚临界和临界热影响区(HAZ)中仍可阻止软化，这可解释为含Mo、V和Nb类型的非常细小的合金碳氮化物的存在所致。
当QST提高至约460℃(860°F)，显微组织由主要是下贝氏体变为上贝氏体和下贝氏体的混合组织。正如所预期的，高的QST引起强度的降低，这种强度的降低伴随着因存在较多体积分数的上贝氏体引起的韧性下降。实例钢D(依照本文表II)经QST为约461℃(862°F)的IDQ处理后一个区域的透射电镜明场像显微照片如图9所示，从该显微照片中可看出上贝氏体板条，其特征是在贝氏体铁素体板条的边界存在着渗碳体薄片。
在更高的QST，例如534℃(993°F)，显微组织由包含铁素体和孪晶马氏体的析出相混合物组成。实例钢“D”(依照本文表II)经QST为约534℃(993°F)的IDQ处理后某区域的透射电镜明场显微照片如图10A和10B所示，在这个试样中，在产生脆性孪晶马氏体的同时，产生了明显数量的含析出物的铁素体。上述结果的综合是强度有相当大的降低但并没有与此相应的韧性提高。
对于本发明的容许性能，基本不含硼的钢具有适宜QST温度范围，优选约200℃～450℃(392°F～842°F)，用于得到所需的组织和性能。低于约150℃(302°F)时，板条马氏体强度太高以至于不能得到最佳韧性，而高于约450℃(842°F)时，钢首先产生太多的上贝氏体和数量逐渐增高的铁素体，并具有有害析出物，最终得到孪晶马氏体，使得这些样品的韧性变差。
这些基本不含硼钢的该显微组织特征的产生原因是这些钢的连续冷却转变特性不太合乎需求。钢中不加硼时，铁素体的形核不象含硼钢中那样得到有效的抑制，结果是QST高时，在转变初期形成相当数量的铁素体，致使碳原子被隔离在剩余的奥氏体中，这些剩余奥氏体随后转变成高碳孪晶马氏体。第二，钢中不加硼时，上贝氏体转变也同样得不到抑制，结果是得到不合需要的上贝氏体和下贝氏体混合组织，韧性不足。然而，对于钢厂不具备稳定地生产含硼钢专门技能的情况，只要在这些钢的处理中遵循以上所述的准则，特别是关于QST方面的准则，仍可有效地使用IDQ工艺生产具有优越强度和韧性的钢。
按照本发明处理板坯时，最好在轧制前进行合适的再加热，以对显微组织产生所需的效果。再加热起着在奥氏体中基本溶解Mo、Nb、V的碳化物和碳氮化物的作用，以使这些元素在钢的处理过程中以更希望的方式重新析出，即在淬火前、冷却中及焊接时，于奥氏体或奥氏体转变产物中弥散析出。在本发明中，再加热是在约1000℃(1832°F)～1250℃(2282°F)，优选约1050℃～1150℃(1922°F～2102°F)温度下进行。关于强碳化物形成元素，特别是Nb和V，合金设计和热机械处理工艺应加以调整以得到下述均衡●淬火前这些元素最好有三分之一左右在奥氏体中析出●在淬火后冷却过程中这些元素最好有三分之一左右在奥氏体的转变产物中析出●这些元素最好有三分之一左右保留在固溶体中，以便于在HAZ中析出，来改善屈服强度超过550MPa(80ksi)钢HAZ中的正常软化生产这些钢实例所用的轧制规范如表I所示
表I<

>钢材以35℃/秒(63°F/秒)的冷却速度从终轧温度淬火至淬火终止温度，然后空冷至室温，采用这样的IDQ工艺能得到所需的主要包含细晶下贝氏体、细晶板条马氏体或其混合物的显微组织。
再参见图6，可以看出基本不含硼(图下方用虚线相连的一组数据点)的钢D(见表II)和含有预定的少量硼(图上方两条平行线间的数据点)的钢H及I(见表II)可以经过成分设计和制造，得到超过900MPa(135si)的拉伸强度和在-40℃(-40°F)时超过120焦耳(90英尺-磅)的韧性，即vE-40超过120焦耳(90英尺-磅)。对于每种情况，最终的材料均具有主要是细晶下贝氏体和/或细晶板条马氏体的特征。正如数据点“534”(表示这个试样所用的以摄氏值表示的淬火终止温度)所显示的，当工艺参数超出本发明方法的界限时，所得到的显微组织(含有析出物的铁素体+上贝氏体和/或孪晶马氏体或板条马氏体)不是本发明的钢所需要的显微组织，其拉伸强度或韧性，或两者都不能满足管路用管的需要。
依据本发明设计的钢材实例见表II，“A”～“D”表示的钢为基本不含硼钢，“E”～“I”表示的是含硼钢。
表II试验钢的化学组成

<p>依据本发明方法处理的钢适于管路用管使用，但并不局限于此，这些钢也适合于其它用途，例如用作结构钢之类。
尽管已经采用一个或多个优选的实施例描述了本发明，但是应该理解的是不脱离本发明的范围，可以进行其它修改，该范围在下面的权利要求中给予阐述。
术语表Ac1转变点加热过程中奥氏体开始形成的温度；Ar1转变点冷却过程中奥氏体转变成铁素体或铁素体+渗碳体的终了温度；Ar3转变点冷却过程中奥氏体开始转变成铁素体的温度；渗碳体铁的碳化物；Ceq(碳当量)一个用于表示可焊性的公知工业术语，表示如下Ceq＝(wt％C+wt％Mn/6+(wt％Cr+wt％Mo+wt％V)/5+(wt％Cu+wt％Ni)/15)；ESSP一个与钢中硫化物夹杂的形态控制有关的指标，表示如下ESSP＝(wt％Ca)[1-124(wt％O)]/1.25(wt％S)；Fe23(C，B)6一种铁的硼碳化物；HAZ热影响区；IDQ直接淬火中断法；低合金元素化学成分Ceq小于约0.50；Mo2C一种钼的碳化物；Nb(C，N)铌的碳氮化物；Pcm一个用于表示可焊性的公知工业术语，表示如下Pcm＝(wt％C+wt％Si/30+(wt％Mn+wt％Cu+wt％Cr)/20+wt％Ni/60+wt％Mo/15+wt％V/10+5(wt％B))；主要地用于描述本发明时，指的是体积百分数至少约50％；淬火用于描述本发明时，指的是与空冷相反，而是采用任何方式加速冷却，此方式中选用具有提高钢的冷却速率的能力的淬火流体；淬火(冷却)速率钢板厚度方向上的中心或基本上中心处的冷速；淬火终止温度(QST)淬火结束后因来自板中心的热量传导使板的表面所达到的最高或基本上最高的温度；REM稀土金属；Tnr温度奥氏体进行再结晶的最低温度；V(C，N)钒的碳氮化物；vE-40在-40℃(-40°F)时夏氏V型缺口冲击试验测得的冲击能。
权利要求
1.一种其显微组织主要包含细晶下贝氏体、细晶板条马氏体或其混合物的钢的制造方法，该钢拉伸强度至少约900MPa(130ksi)，该方法包括以下步骤(a)将板坯加热至足够高的温度以溶解基本所有V和Nb的碳化物和碳氮化物；(b)在奥氏体再结晶的第一温度区间通过一道或多道热轧将上述板坯减薄成钢板；(c)接着在低于上述第一温度区间且高于奥氏体冷却期间开始转变成铁素体的温度的第二温度区间通过一道或多道热轧将上述钢板继续减薄；(d)将上述钢板淬火至介于Ar1转变点(冷却过程中奥氏体转变成铁素体或铁素体+渗碳体的终了温度)和约150℃(302°F)之间的淬火终止温度；(e)停止上述淬火，将上述钢板空冷至室温，以促进上述钢板完成向主要是细晶下贝氏体、细晶板条马氏体或其混合物的转变。
2.权利要求1方法，其中所述的淬火指水淬。
3.权利要求1方法，其中所述的显微组织是基本均匀的。
4.权利要求1方法，其中所述的板条马氏体包含自回火板条马氏体。
5.权利要求1方法，其中所述的细晶下贝氏体和细晶板条马氏体包含至少约50％体积的细晶下贝氏体。
6.权利要求1方法，其中所述的钢包含总浓度大于约0.06wt％的铌和钒。
7.权利要求1方法，其中步骤(a)所述的温度在约1000℃(1832°F)到约1250℃(2282°F)范围之内。
8.权利要求1方法，其中所述的淬火终止温度在约550℃和约150℃(1022°F～302°F)之间。
9.权利要求1方法，其中所述的淬火终止温度在约500℃和约150℃(932°F～302°F)之间。
10.权利要求1方法，其中步骤(d)所述的淬火是以至少约20℃/秒(36°F/秒)的速率进行的。
11.权利要求1方法，其中步骤(d)所述的淬火是以大致35℃/秒(63°F/秒)的速率进行的。
12.权利要求1方法，其中所述的钢含有铁和下述重量百分比的合金元素约0.03％～约0.10％ C，约1.6％～约2.1％ Mn，约0.01％～约0.10％ Nb，约0.01％～约0.10％ V，约0.3％～约0.6％ Mo和约0.005％～约0.03％ Ti。
13.权利要求12方法，其中所述的钢还含有至少一种选自下组的添加元素，该组由下列元素构成(1)0wt％～约0.6wt％Si，(2)0wt％～约1.0wt％Cu，(3)0wt％～约1.0wt％Ni，(4)0wt％～约1.0wt％Cr，(5)0wt％～约0.006wt％Ca，(6)0wt％～约0.06wt％Al，(7)0wt％～约0.02wt％REM，和(8)0wt％～约0.006wt％Mg。
14.权利要求12方法，其中所述的钢特征在于该钢中约0.5≤Ceq≤约0.7，且Pcm≤约0.35。
15.权利要求12方法，其中步骤(d)中所述的淬火终止温度在约450℃和约200℃(842°F～392°F)之间。
16.权利要求12方法，其中钒和铌各自的浓度均≥0.03％。
17.权利要求1方法，其中所述的钢含有铁和下述重量百分比的合金元素约0.03％～约0.10％ C，约1.6％～约2.1％ Mn，约0.01％～约0.10％ Nb，约0.01％～约0.10％ V，约0.2％～约0.5％ Mo约0.005％～约0.03％ Ti，和约0.0005％～约0.0020％ B。
18.权利要求17方法，其中所述的钢还含有至少一种选自下组的添加元素，该组由以下元素构成(1)0wt％～约0.6wt％Si，(2)0wt％～约1.0wt％Cu，(3)0wt％～约1.0wt％Ni，(4)0wt％～约1.0wt％Cr，(5)0wt％～约0.006wt％Ca，(6)0wt％～约0.06wt％Al，(7)0wt％～约0.02wt％REM，和(8)0wt％～约0.006wt％Mg。
19.权利要求17方法，其中所述的钢特征在于该钢中约0.3≤Ceq≤约0.7，且Pcm≤约0.35
20.权利要求17方法，其中步骤(d)中所述的淬火终止温度在约550℃和约150℃(1022°F～302°F)之间。
21.权利要求17方法，其中步骤(d)中所述的淬火终止温度在约500℃和约150℃(932°F～302°F)之间。
22.权利要求17方法，其中钒和铌各自的浓度均≥0.03％。
全文摘要
提供一种超高强度钢的制造方法,该钢拉伸强度至少约900MPa(130ksi),采用夏氏V型缺口冲击试验在－40℃(－40°F)时测得的韧性至少约120焦耳(90英尺－磅),显微组织主要包含由基本未再结晶的奥氏体晶粒转变而来的细晶下贝氏体、细晶板条马氏体或以上组织的混合,该钢包含铁和特定重量百分比的下列添加元素:C、Si、Mn、Cu、Ni、Nb、V、Mo、Cr、Ti、Al、Ca、稀土金属和Mg。工艺方法如下:将板坯加热至合适温度;在奥氏体再结晶的第一温度区间通过一道或多道热轧将板坯减薄至钢板;接着在低于上述第一温度区间且高于奥氏体冷却期间开始转变成铁素体的温度的第二温度区间通过一道或多道热轧将上述钢板继续减薄(10);将上述钢板淬火(12)至一合适的淬火终止温度(16);停止该淬火,将上述钢板空冷(18)至室温。
文档编号C21D6/00GK1265708SQ98807716
公开日2000年9月6日 申请日期1998年7月28日 优先权日1997年7月28日
发明者M·J·鲁汤, J·考, N-R·V·班加鲁, C·W·彼特森, 为广博, 朝日均, 原卓也, 杉山昌章 申请人:埃克森美孚上游研究公司, 新日本制铁株式会社