專利名稱：具有優良韌性和焊接性的超高強度二次硬化鋼的制作方法
技術領域：
本發明涉及具有優越的焊接性、熱影響區(HAZ)強度和和低溫韌性的超高強度干線管用鋼板。更準確地是，本發明涉及具有二次硬化的高強度低合金干線管用鋼，其中的HAZ強度基本上與該管線其余部分的強度相同，并且涉及制造用作該干線管生產原料的板材的方法。
近年來，市售的干線管的最高屈服強度為約80ksi。雖然一直實驗性地生產著更高強度的鋼，比如最高達100ksi的鋼，但在此鋼可安全地用作干線管之前，尚有一些問題留待解決。這類問題中的一個是用硼作該鋼的組分。盡管硼可增強材料的強度，但含硼的鋼難以處理，從而導致產品的不一致性及增加了對應力腐蝕裂紋的敏感性。
另一與高強度鋼即，屈服強度大于約80ksi的鋼相關的問題是該HAZ在焊后變軟。該HAZ在焊接引起的熱周期期間經受了局部的相變或退火，結果導致了該HAZ與基體金屬相比表現出明顯的、高達約15％或更多的軟化。
因此，本發明的目的在于生產一種低合金超高強度的用于干線管的鋼，它具有至少10mm，較好是15mm，更好是20mm的厚度、具有至少約120ksi的屈服強度和至少約130ksi的抗拉強度而同時保持一致的產品質量、基本上消除了或是至少減少了在焊接引起的熱周期期間HAZ中的強度損失并且具有足夠的室溫和低溫韌性。
本發明的另一目的在于向生產者提供一種對各種回火參數，如時間和溫度都有獨特的二次硬化敏感性的鋼。
按照本發明，達到了鋼的化學成份和加工技術間的平衡，從而得以制成具有≥100ksi，較好是≥110ksi，而更好是≥120ksi的規定的最小屈服強度(SMYS)的鋼，用此鋼可制造干線管，而且該鋼在焊后使HAZ的強度保持在與該干線管的其余部位大致相同的水平上。還有，這種超高強度低合金鋼不含硼，即硼含量小于5ppm，更好是小于1ppm，而最好是根本不加硼，而且該線管產品質量保持恒定，并對應力腐蝕裂紋不過份地敏感。
該較佳的鋼產品具有基本上均勻的，主要由細晶?；鼗瘃R氏體和貝氏體組成的顯微組織，該鋼可因ε-銅和釩、鈮和鉬的碳化物或氮化物或碳氮化物的析出而被二次硬化。這些析出物尤其是V通過防止在被加熱至不超過Acl轉變點的溫度的區域中出現消除位錯，或通過在被加熱至高于Acl轉變點的溫度的區域中的沉淀硬化，或通過二者而將HAZ軟化減為最小。
本發明的鋼板是通過常用方法生產，具有以下化學成份的鋼坯制成的(％(重量))0.03-0.12％，較好是0.05-0.09％的C0.10-0.50％的Si0.40-2.0％的Mn0.50-2.0％的Cu，較好是0.6-1.5％的Cu，0.50-2.0％的Ni0.03-0.12％，更好是0.04-0.08％的Nb003-0.15％，更好是0.04-0.08％的V0.20-0.80％，更好是0.3-0.6％的Mo對含H的環境而言最好是0.30-1.0％的Cr0.005-0.03％的Ti0.01-0.05％的AlPcm≤0.35V和Nb之和≥0.1％，余量的Fe及伴隨而來的雜質。
另外，將公知的雜質N、P和S減至最少，即使如后文所述，為提供抑制晶粒生長的氮化鈦顆粒需要氮時也是如此。較好地是，N濃度為約0.001-0.01％，S不大于0.01％，P不大于0.01％。在此化學成份中，該鋼是無B的，即沒有被加入的B，而且B的濃度≤5ppm，更可取的是≤1ppm。


圖1是該鋼板的抗拉強度(ksi縱軸)與回火溫度(橫軸、℃)間的關系曲線。該圖還圖解地揭示了與ε-銅和Mo、V和Nb的碳化物和碳氮化物析出相關的硬化/強化的附加效果。
圖2是揭示作為合金A2的淬火板的粒狀貝氏體顯微組織的明場透射電子顯微鏡的顯微照片。
圖3是揭示作為合金A1的淬火板的板狀馬氏體顯微組織的明場透射電子顯微鏡的顯微照片。
圖4是得自經過淬火，和于600℃回火30分鐘的合金A2的明場透射電子顯微鏡的顯微照片。該淬火位錯在回火后基本上被保持，這標志著該顯微組織的明顯的穩定性。
圖5是得自淬過火和于600℃回火30分鐘的合金A1的高效大倍數的析出物的暗場透射電子顯微鏡的顯微照片，它揭示了復雜的混合析出。最粗的球狀顆粒被鑒定為ε-銅，而較細的顆粒是(V、Nb)(C、N)型的析出物。細針是(Mo、V、Nb)(C、N)型的析出物，而且這些針狀物裝飾和止住了一些位錯。
圖6是該鋼在3千焦耳/mm熱輸入時的顯微硬度(縱軸，維氏硬度VHN值)與焊點、熱影響區(HAZ)范圍(橫軸)的關系曲線。方塊線為A1，三角線為A2。為了對比，還繪制了低強度市售干線管用鋼、X100的典型的顯微硬度數據(虛線)。
該鋼坯是這樣加工的將鋼坯加熱到足以溶解大致是全部，更好是全部的釩的碳氮化物和鈮的碳氮化物，優選是范圍為1100-1250的溫度；首先以一個或幾個道次將該坯熱軋至30-70％的壓縮比，以形成板，其溫度規范是使奧氏體重結晶的溫度；以一或多個道次二次熱軋至40-70％的壓縮比，其溫度規范為比第一次的溫度略低，而且在此溫度下奧氏體不重結晶，并且該溫度高于Ar3轉變點；通過至少為20℃/秒，更好是約30℃/秒的速度水淬使該軋制板從不低于Ar3轉變點的溫度急冷到不高于400℃的溫度而硬化；然后以不高于Ac1轉變點的溫度，以足以析出ε-銅以及V、Nb和Mo的碳化物或氮化物或碳氮化物中的至少一種或多種的時間使此硬化了的軋制板回火。
超高強度鋼必然要有多種性能，而且這些性質是通過元素和熱加工方法的組合而產生的，比如，稍許改變該鋼的化學成份則會導致產品特性的很大改變。各種合金元素的作用及本發明對其濃度的較佳的限制說明于下碳在所有的鋼和焊點中都提供基體的強度，而且無論是什么樣的顯微組織均是如此，而且它還主要通過形成小的Nb(C、N)/V(C、N)和Mo2C顆粒或析出物，如果它們足夠細小而且數量足夠多，來提供沉淀強化。此外，在熱軋過程中，Nb(C、N)的析出還起著阻礙重結晶和抑制晶粒生長的作用，從而提供了使奧氏體晶粒細化的手段并導致強度和低溫韌性的改善。碳還有助于淬透性，即通過使鋼冷卻而形成更硬、更強的顯微組織的能力。若碳含量小于0.03％，則將得不到這些強化效果。若碳含量大于0.12％，則該鋼將對現場焊接冷裂敏感，而且該鋼板及其焊點HAZ中的韌性下降。
錳在鋼和焊點中是基體強化劑，而且它對淬透性還有很強的影響。為達到必需的高強度，需要最少量為0.4％的Mn。像C一樣，它對板材和焊點的韌性有害，而且還引起現場焊接冷裂，因此Mn的的上限為2.0％。為防止連鑄干線管用鋼的嚴重的中心線偏析，該限度也是必要的，該偏析是引起氫致破裂(HlC)的一個因素。
出于脫氧的目的總是要加硅的，而且在這種作用方面，需要至少0.1％的Si。它還有強的鐵素體固溶強化作用。大量的Si對HAZ韌性產生不利影響，當Si的量大于0.5％時，HAZ韌性被降低到不能接受的程度。
為促使該鋼經過軋制的顯微組織的晶粒細化而加Nb，這改善了強度和韌性。在熱軋過程中析出釩的碳氮化物起到了阻礙重結晶和抑制晶粒生長的作用，從而提供了使奧氏體晶粒細化的手段。它還通過形成Nb(C、N)析出物而對回火提供了附加強化。但過多的Nb對焊接性和HAZ韌性是有害的，所以將其最大值定為0.12％。
當少量加鈦時，它對形成細的TiN顆粒是有用的，該顆粒對軋制組織中的晶粒度細化有很大貢獻，并起到該鋼HAZ中的晶粒粗化抑制劑的作用。這樣便提高了韌性。加鈦時的量要使得Ti/N為3.4，以致使得游離氮與Ti結合而形成TiN顆粒。Ti/N為3.4還保證了在鋼坯連鑄時形成分散得很細的TiN顆粒。這些細顆粒在后續的重加熱及熱軋時起著抑制奧氏體晶粒生長的作用。過量的Ti對該鋼和焊點的韌性有害，因為形成了較粗的Ti(C，N)顆粒。小于0.005％的Ti含量不能形成足夠細的晶粒尺寸，而大于0.03％的Ti則引起韌性的惡化。
加銅為的是在軋制后通過在鋼基體中形成細的銅顆粒而對該回火的鋼提供沉淀強化。銅對于耐腐蝕和耐HlC也是有益的。過多的銅將引起過份的沉淀硬化，從而使韌性變差。還有，較多的銅使此鋼較易在熱軋時表面開裂，所以規定了Cu的最大值為2.0％。
加Ni是為了抵消銅對熱軋時形成表面裂紋的有害影響。它對該鋼及其HAZ的韌性也是有益的。一般來說Ni是有益元素，但當加Ni量超過2％時，則有促進硫化物應力裂紋的傾向。因此將Ni的最大量限為2.0％。
為了脫氧而向這些鋼加Al。為此至少需要0.01％的Al。Al還在提供HAZ韌性方面起重要作用，這是因為它消除了粗晶HAZ區中的游離氮，在該區中焊接熱使TiN部分溶解，從而釋放出氮。若Al含量過多，即0.05％以上，就有形成Al2O3型夾雜物的趨勢，該夾雜物對該鋼及其HAZ的韌性是有害的。
加釩為的是在退火時在該鋼中及在焊后冷卻時在其HAZ中形成細的VC顆粒而產生沉淀強化。當V溶于奧氏體中時，它對淬透性有很強的有益作用。因此V對保持高強度鋼中的HAZ強度是有用的。由于過多的V易于引起現場焊接冷裂并且惡化鋼及其HAZ的韌性，所以其最大限度被定為0.15％。
Mo在直接淬火時提高鋼的淬透性，從而產生強的基體顯微組織，而且它還通過形成Mo2C和NbMo碳化物顆粒在回火時產生沉淀強化。過多的Mo易引起現場焊接冷裂，而且還對該鋼及其HAZ的韌性有害，所以將Mo的最大含量定為0.8％。
Cr也在直接淬火時提高淬透性。它改善耐腐蝕和耐HlC性能。尤其是，由于它在該鋼表面上形成富Cr2O3的氧化膜所以對防止氫的侵入是可取的。低于0.3％的Cr含量不能在該鋼表面上形成穩定的Cr2O3膜。象Mo一樣，過多的Cr有助于引起現場焊接冷裂，而且使該鋼及其HAZ的韌性變差，所以將Cr的最大含量定為1.0％。
在煉鋼過程中不能防止N進入和留在鋼中。在此鋼中，少量的N對形成防止熱軋過程中的晶粒生長及借此使該軋制的鋼及其HAZ的晶粒細化的細TiN顆粒是有益的。為提供必要的TiN的體積百分比，需要至少0.001％的N。但過多的N使該鋼及其HAZ的韌性變差，故將N的最大含量定為0.01％。
雖然已生產出屈服強度為120ksi或更高的高強度鋼，但因這些鋼的碳當量相當高，即Pcm高于本文規定的0.35，所以這些鋼缺乏干線管所需的韌性和焊接性。
該熱機械加工的第一目的是形成足夠細小的回火馬氏體和貝氏體的顯微組織，該組織由于ε-Cu、Mo2C、V(C，N)和Nb(C，N)的更細地分散的析出物而被二次硬化。該回火馬氏體/貝氏體的細板條使該材料具有高強度和好的低溫韌性。首先使加了熱的奧氏體晶粒尺寸細化，如≤20μm，其次使之變形和展平，從而使整個該奧氏體晶粒的厚度尺寸變小，如≤8-10μm，第三對此展平的奧氏體晶粒填充以高密度位錯和切變帶。這就在完成熱軋后的鋼坯冷卻時產生形成轉變相的高密度潛在成核位點。第二目的在于在該鋼坯冷至室溫后保留足夠的基本上為固溶態的Cu、Mo、V和Nb，以便在回火處理時使這些Cu、Mo、V和Nb作為ε-Cu、Mo2C、Nb(C、N)和V(C、N)析出。因此，該鋼坯熱軋前的重加熱溫度必須滿足的要求是Cu、V、Nb和Mo的最大溶解度，同時防止該鋼連鑄時形成的TiN顆粒溶解，從而防止熱軋前奧氏體晶粒粗化。為達到本發明的鋼制品的此二目的，熱軋前的重加熱溫度不應小于1100℃，又不應大于1250℃。用于本發明范圍內的任何鋼制品的重加熱溫度或經實驗，或用適宜的模型進行計算而很易確定。
確定兩個溫度范圍，重結晶范圍和非重結晶范圍間的界限的溫度取決于軋前的加熱溫度。碳濃度、鈮濃度和在該軋制過程中給定的壓縮量?？赏ㄟ^實驗或計算模型確定各種鋼成份的這一溫度。
這些熱軋條件除使奧氏體晶粒尺寸變細外，還通過在奧氏體晶粒中形成變形帶而增加位錯密度，從而使軋后冷軋過程中變形奧氏體中的轉變產物成核的潛在位點的密度最大化得以完成。若在重結晶溫度范圍內的軋制壓縮比下降，而在非重結晶溫度范圍內的軋制壓縮比上升，則奧氏體晶粒的尺寸將不夠細，結果導致粗大的奧氏體晶粒，從而降低了強度和韌性，并引起較高的應力腐蝕裂紋敏感性。另一方面，若在重結晶溫度范圍內的軋制壓縮比上升，而在非重結晶溫度范圍內的軋制壓縮比減小，則當該鋼在完成軋制后被冷卻時，奧氏體晶粒中的變形帶和位錯組織的形成將不足以使變形產物充分地細化。
終軋完成后，使該鋼從不低于Ar3轉變溫度開始進行水淬至不多于400℃終止。因為空冷會使奧氏體轉變成鐵素體/珠光體的集聚體，從而使強度變差，所以不能采用空氣冷卻。此外，在空冷過程中，Cu將析出過時效，從而使之實際上對回火沉淀強化不起作用。
在400℃以上的溫度下結束的水冷則使得在該冷卻過程中的轉變硬化不足，從而降低了該鋼板的強度。
然后使該經熱軋和水冷的鋼板經受回火處理，這是在不高于Ac1轉變點的溫度下進行的。進行此回火處理的目的在于改善該鋼的韌性并使ε-Cu、Mo2C、Nb(C、N)及V(C、N)在整個顯然組織中基本上均勻地充分析出以便提高強度。因此，由于ε-Cu、Mo2C、V(C、N)和Nb(C、N)析出的綜合作用而產生了二次強化。由于ε-Cu、Mo2C產生的硬化的峰值出現于450-550℃的溫度范圍中，而因V(C、N)/Nb(C、N)產生的峰值硬化則出現于550-650℃的溫度范圍內。采用這些種類的析出物而完成的二次硬化提供了這樣的硬化敏感性受基體成份或顯微組織的影響最小，從而使整個板均勻硬化。此外，寬的二次硬化響應的溫度范圍意味著該鋼的強化對回火溫度相比較而言不敏感。因此，要求該鋼以至少10分，較好是至少20分，比如30分的時間，在大于約400℃而小于約700℃，較好是在500-650℃的溫度下退火。
用上述方法生產的鋼板，盡管其碳濃度較低，但顯示出在整個厚度方向上高度均勻的高強度、高韌性。此外，由于在焊接過程中存在額外形成的V(C、N)和Nb(C、N)而降低了熱影響區軟化的傾向。進而，鋼對氫引起的裂紋的敏感性也顯著地降低。
在焊接引起的熱周期中，HAZ有所發展，而且會從焊接融合線延伸2-5mm。在此區中，形成溫度梯度如約700℃到約1400℃，該區圍成一個區域，在其中，從低溫到高溫出現下列的軟化現象因高溫回火反應而軟化，因奧氏體化和慢冷而軟化。在第一個這種區域中，存有V和Nb及其碳化物或氮化物，從而因保持高位錯密度和亞組織而防止了軟化，或基本上將軟化減至最??；在第二個這種區域中，形成了另外的V和Nb的碳氮化物析出物，從而將軟化減為最小。在焊接引起的熱循環周期的凈效果是HAZ基本上保有該干線管的其余部分的基體鋼的全部強度。強度損失小于基體鋼強度的約10％、較好時小于約5％，更好時強度損失為小于約2％。即，HAZ焊后的強度至少為基體金屬強度的約90％，較好時至少為基體金屬強度的約95％，而更好時至少為基體金屬強度的約98％。在HAZ中保留強度主要因為V+Nb濃度≥0.1％，而更好是因V和Nb在鋼中各以≥0.4％的濃度存在所致。
用公知的U-O-E法將鋼板制成干線管，按此法將鋼板制成U-形，再形成O-形，將此O形擴張1-3％。這種成形及擴張以其帶來的加工硬化作用使該干線管產生了最高的強度。
下面的實施例用于解釋上述的發明。
將代表下列化學成份的每種合金的500磅爐料進行真空感應熔煉，鑄成錠再鑄成厚100mm的坯，再以后文所述的方式進一步進行熱軋以獲得性能特征。表1展示了合金A1和A2的化學成份(％，重量)。
表1---合金---A1 A2C0.0890.056Mn 1.91 1.26P0.0060.006S0.0040.004Si 0.13 0.11Mo 0.42 0.40Cr 0.31 0.29Cu 0.83 0.63Ni 1.05 1.04Nb 0.0680.064V0.0620.061Ti 0.0240.020Al 0.0180.019N(ppm) 34 34P0.30 0.22
該鑄成的錠在軋制之前必須經受適當的重加熱，以便對顯微組織產生合乎要求的影響。重加熱的目的在于將Mo、Nb和V的碳化物和碳氮化物基本上溶在奧氏體中，以便這些元素在隨后的鋼的處理過程中，以更為合乎要求的形式即奧氏體中細的析出物，在該奧氏體轉變產物淬火之前以及在回火和焊接時再析出。按本發明，重加熱在1100-1250℃，更特別是1240℃(對合金1)和1160℃(對合金2)的溫度范圍內進行，每種合金各加熱2小時。調整該合金的設計及熱機械加工以便使強碳化物形成物，尤其是Nb和V符合以下平衡。
·約1/3的這些元素在淬火前在奧氏體中析出。
·在淬火后進行回火時，約1/3的這些元素在奧氏體轉變產物中析出·約1/3的這些元素保持固溶態，以便在HAZ中有析出物來改進在該鋼中見到的正常軟化，該鋼的屈服強度大于80ksi。
與100mm2初始鋼坯相關的加熱一變形軋制方式示于表2(對合金A1)。合金A2的軋制方式與之相似，但重加熱溫度為1160℃。
表2開始厚度100mm 重加熱溫度1240道次 每道次后的厚度(mm) 溫度(℃)0 10012401 85 11042 70 10823 57 1060----------------延遲(軋體卷邊)(1)------------4 47 8995 38 8776 32 8527 25 8278 20 799-----------------水淬至室溫-------------------(1)由于試樣小，所以其各側都被冷卻。
以30℃/秒的冷卻速度將該鋼從終軋溫度急冷至室溫。該冷卻速度產生了合乎要求的淬火顯微組織，它主要由貝氏體和/或馬氏體，或更好是100％的板狀馬氏體構成。
一般來說，由于時效，鋼軟化并失去其因淬火而產生的硬度和強度，而強度損失的程度是該鋼特定化學成份的函數。在本發明的鋼中，因ε-Cu、VC、NbC和Mo2C的組合細析出的基本上消除了或明顯改善了這種固有的強度/硬度損失。
在400-700℃范圍內的各種溫度下進行30分鐘回火，然后水淬或空冷，最好是水淬，而冷至室溫。
在圖1中對合金A1的作為反映鋼強度的，由于析出物而帶來的多重的二次硬化方式作了圖解說明。該鋼有很高的淬火硬度和強度，但如由連續的斜虛線示意性地所展示的那樣，在沒有二次硬化沉淀劑時，易在400-700℃時效溫度范圍內變軟。實線代表該鋼的實測性能。該鋼的抗拉強度對寬溫度范圍400-650℃內的時效明顯地是不敏感的。強化起因于在這種寬的時效范圍內的各種溫度規范下出現的和達到峰值的ε-Cu、Mo2C、VC、NbC析出，而且這種析出產生了累加的強度，從而彌補了沒有強的碳化物形成物的普通碳素鋼和低合金馬氏體鋼因時效而常見的強度損失。在低碳和Pcm值的合金A2中，二次硬化工藝也顯示出與合金A1相似的效力，但對于所有的處理條件而言強度水平較合金A1中的為低。
淬火顯微組織的例子呈現在圖2和3中，該圖分別展示了這些合金中的占優勢的粒狀貝氏體和馬氏體顯微組織。因合金A1中的較高的合金化而產生較高的淬透性，形成了板狀馬氏體組織，而合金A2則以占優勢的粒狀貝氏體為特征。如圖4所示，很明顯，即使在600℃回火后，這兩種合金都顯示出優良的顯微組織穩定性，這是因為位錯組織的恢復不充分及幾乎沒有晶胞/板狀/晶粒生長。
由于在500-650℃的范圍內回火，所以首先看到ε-Cu、球狀和針狀的Mo2C和(Nb、V)C型析出物形式的二次硬化析出。這類析出物的顆粒尺寸范圍為10-150埃。為了突出這種析出物而有選擇地攝取的高倍放大的透射電子顯微照片給出該析出物的暗場圖象，圖(5)。
室溫的拉伸數據與室溫及低溫的韌性一起歸納在表3中。可知合金A1超過了本發明的最小的要求的抗拉強度，而A2合金則滿足此要求。
按ASTM規格E23對縱向和橫向試樣進行室溫和-40℃的夏氏V形缺口沖擊韌性試驗。對于所有的回火條件而言，合金A2有較高的沖擊韌性，-40℃時超過20焦耳。合金A1由于其超高強度，所以顯示出的-40℃時超過100焦耳的沖擊韌性是優良的，最好時該鋼-40℃時的沖擊韌性≥120焦耳。
得自實驗室的板焊接實驗的單焊縫的顯微硬度數據被描繪在圖6中，其中包括本發明的鋼的數據和市售的低強度干線管用鋼，X100的可比的數據。該實驗室的焊接以3KJ/mm的熱輸入進行，而跨越焊接HAZ的硬度分布圖已被示出。按本發明所生產的鋼顯示出明顯的抗HAZ軟化的性能，與基體金屬的硬度相比，只下降了約2％。相反，在與A1鋼相比，在基體金屬強度和韌性低得多的市售的X100中，見到了在HAZ中的約15％的明顯軟化。由于當基體金屬強度提高時，在HAZ中保持基體金屬強度變得更為困難是公知的，所以本發明的這效果更為引入矚目。在焊接熱輸入的范圍約為1-5千焦耳/mm時得到本發明高強度HAZ。
表3典型的機械性能抗拉性能 夏氏沖擊性能 (2)鋼條件 YSMPA UTSMPA EL vE20焦耳 vE40焦耳(ksi) (ksi) (％) (英尺-磅) (尺寸-磅)A1淬火 904(130) 1205(173)13 136(100) 108(80)550℃回火 1058(152) 1090(156)15 123(91)100(74)30分鐘650℃回火 1030(148) 1038(149)17 157(116) 118(87)30分鐘A2淬火 904(130) 1205(173)13 136(100) 108(80)550℃回火 1058(152) 1090(156)15 123(91)100(74)30分鐘650℃回火 1030(148) 1038(149)17 157(116) 118(87)30分鐘(1)橫向，園試樣(ASTM，E8)YS-0.2％條件的屈服強度；UTS-臨界抗拉強度；EL-25.4mm標準長度的延伸率(2)橫向試樣vE20為20℃測試時的V形缺口功；vE40為40℃測試時的V形缺口功。
權利要求
1.生產屈服強度至少約120ksi的高強度低合金鋼的方法，其中包括(a)將鋼坯加熱到足以基本上溶解全部釩的碳氮化物和鈮的碳氮化物的溫度，(b)在奧氏體重結晶的第一溫度范圍內，以一或多個道次壓縮此坯以便形成板，(c)在低于奧氏體重結晶溫度而高于Ar3轉變溫度的第二溫度范圍內，以一或多個道次進一步壓縮此板，(d)將此進一步壓縮的板從高于Ar3的溫度水冷到≤400℃的溫度，其中該鋼含總濃度≥0.1％(重量)的鈮和釩。
2.權利要求1的方法，其中步驟(a)的溫度為約1100-1250℃。
3.權利要求1的方法，其中步驟(b)的壓縮比為約30-70％，而步驟(c)的壓縮比為約40-70％。
4.權利要求1的方法，其中該水冷的板在不高于Acl轉變點的溫度下，以足以使ε-Cu和V、Nb和Mo的碳化物或碳氮化物析出的時間回火。
5.權利要求4的方法，其中該回火步驟在400-700℃的溫度范圍內進行。
6.權利要求1的方法，其中該水冷步驟以至少約20℃/秒的速度進行。
7.權利要求1的方法，其中將該板制成干線管并擴張約至1-3％。
8.權利要求1的方法，其中該鋼的化學成分(重量％)為C0.03-0.12％Si0.01-0.50％Mn0.40-2.0％Cu0.50-2.0％Ni0.50-2.0％Nb0.03-0.12％V0.03-0.15％Mo0.20-0.80％Ti0.005-0.03％Al0.01-0.05％Pcm≤0.35和余量的Fe。
9.權利要求8的方法，其中該鋼含0.3-1.0％的Cr。
10.權利要求8的方法，其中V和Nb濃度各≥0.04％。
11.其屈服強度至少約為120ksi、主要包含馬氏體/貝氏體相的高強度低合金鋼，在所述的相中含有ε-Cu和V、Nb和Mo的碳化物、氮化物或碳氮化物的析出物，而且在該鋼中V+Nb的濃度≥0.1％(重量)。
12.權利要求11的鋼，其中呈厚度至少約10mm的板狀。
13.權利要求11的鋼，其中附加量的V和Nb處于固溶態。
14.權利要求13的鋼，其中V和Nb的濃度各≥0.4％(重量)。
15.權利要求11的鋼，其中化學成份(％重量)為0.03-0.12％的C0.01-0.50％的Si0.40-2.0％的Mn0.50-2.0％的Cu0.50-2.0％的Ni0.03-0.12％的Nb0.03-0.15％的V0.20-0.80％的Mo0.005-0.03％的Ti0.01-0.05％的AlPcm≤0.35，及余量的Fe。
16.權利要求15的鋼，它含0.3-1.0％的Cr。
17.權利要求14的鋼，其中焊后的HAZ強度至少為基體金屬強度的95％。
18.權利要求14的鋼，其中焊后的HAZ強度至少為基體金屬強度的98％。
全文摘要
按照下列方法制造高強度鋼，對鋼組合物進行第一次軋制，再加熱到1100℃以上，在奧氏體重結晶溫度以上，在低于奧氏體重結晶溫度時對其二次軋制，再將其從高于Ar3的溫度水冷到400℃以下，然后在低于Ac1轉變點時使之回火。
文檔編號C21D8/10GK1168700SQ95196660
公開日1997年12月24日 申請日期1995年12月1日 優先權日1994年12月6日
發明者J·庫, M·J·盧頓 申請人:?？松芯抗こ坦?br>