专利名称：用于超高强度管线管的钢板和具有优异的低温韧度的超高强度管线管及其制造方法
技术领域：
本发明涉及低温韧度优异的并且环向拉伸强度(TS-C)不低于900MPa的超高强度管线管(linepipes)，所述管线管用作运输原油、天然气等的管线。
背景技术：
最近，管线管作为原油、天然气等的长距离运输装置已经获得日益越加的重要性。到目前为止，美国石油协会(American PetroleumInstitute)(API)标准X80及以下已经被用于长距离运输的干线管线管。但是，对于(1)通过增加运输压力而提高运输效率和(2)通过降低管线管直径和重量而提高铺设效率，需要更高强度的管线管。
特别是拉伸强度大于或等于900MPa并且能够耐受大约2倍于X65内压的X120级管线管可以运输约为更低级别的同尺寸管线管的2倍的气体。与通过增加管壁厚度而增加管线管承压能力的方法相比，使用更高强度的管线管通过节省材料、运输和现场焊接工作的成本实现了管道建造成本的很大节省。
如已经在日本待审专利公开(Kokai)第2000-199036号中所公开，基体材料微结构主要由马氏体/贝氏体混合物(下贝氏体)构成的X120管线管的开发正在进行。但是，因为需要非常精确和严格的微结构控制，这种管线管的制造涉及严格的工艺限制。
增加管线管的强度还需要增加在管道建造中的现场焊接管道间的连接处形成的焊接金属(下文称作现场焊接)的强度。
通常，焊接处焊接金属的低温韧度低于基体金属并且当强度增加时其进一步降低。因此，增加管线管的强度需要增加现场焊接的焊接金属的强度，这会导致低温韧度的降低。
如果现场焊接的焊接金属的强度低于管线管的纵向强度，当管线管纵向中存在应力时应变在焊接现场中集中，从而增加了热影响区中的断裂敏感性。
在常用的管线中，内部压力产生环向应力但不会增大纵向应力。但是，在建在由于冷冻和融化的作用土壤移动的区域(例如不连续的冻土带)中的管线中，土壤的移动使管线弯曲并且增大纵向应力。
也就是说，管线现场焊接的焊接金属必须具有大于管道纵向上强度的强度。但是，本发明涉及的超高强度管线管现场焊接的焊接金属已经具有高的强度。因此，进一步的增强引起韧度的剧烈降低。
因此，如果与耐受内压的强度无关的管道纵向上的强度降低而维持管道环向方向上的强度，将会缓解这个问题。
本发明人在日本待审专利公开(Kokai)第2004-052104号中建议的高强度钢管与根据本发明的管道的微结构不同。这种结构差异是由于在未结晶区域中加工的量和制造条件的差异引起的。
发明内容
本发明提供了适用于建在土壤随着季节移动的区域(例如不连续冻土带)中的管线，并且能够兼具现场焊接的低温韧度和管道的纵弯曲耐性的超高强度管线管。
更具体地说，本发明提供了通过仅降低其纵向上的拉伸强度而具有不低于900MPa(相当于API X120)的环向拉伸强度(TS-C)的超高强度管线管，以及制造这种管线管的方法。本发明还提供了用于制造所述超高强度管线管的钢板以及制造这种钢板的方法。
为了获得环向拉伸强度不低于900MPa而不增加其纵向拉伸强度的超高强度管线管，本发明人研究了钢板必须满足的要求。
该研究导致了用于制造承压能力、低温韧度和纵弯曲耐性优异的超高强度管线管的钢板的发明以及制造这种钢板的方法，并且进一步导致由这种钢板制成的管线管的发明和制造这种管线管的方法。
本发明的要点如下(1)用于具有优异的低温韧度的超高强度管线管的钢板，其由下列组分组成C0.03至0.07质量％Si不超过0.6质量％Mn1.5至2.5质量％P不超过0.015质量％S不超过0.003质量％Mo0.15至0.60质量％Nb0.01至0.10质量％Ti0.005至0.030质量％Al不超过0.10质量％以及一种或多种Ni0.1至1.5质量％B小于3ppmV不超过0.10质量％Cu不超过1.0质量％Cr不超过1.0质量％Ca不超过0.01质量％REM不超过0.02质量％Mg不超过0.006质量％并且剩余部分由铁和不可避免的杂质组成，而且具有介于2.5和4.0之间的如下定义的值P，其中厚度方向上的平均维式硬度Hv-avep和取决于C含量的马氏体硬度Hv-M之间的比值(Hv-avep)/(Hv-M)介于0.8至0.9之间，并且横向拉伸强度TS-Tp介于880MPa和1080MPa之间，P＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+Mo-1Hv-M＝270+1300C其中元素符号表示各元素的质量百分数。
(2)用于具有优异的低温韧度的超高强度管线管的钢板，其由下列组分组成C0.03至0.07质量％Si不超过0.6质量％Mn1.5至2.5质量％P不超过0.015质量％S不超过0.003质量％Mo0.15至0.60质量％Nb0.01至0.10质量％Ti0.005至0.030质量％Al不超过0.10质量％B3ppm至0.0025质量％以及一种或多种Ni0.1至1.5质量％N0.001至0.006质量％V不超过0.10质量％Cu不超过1.0质量％Cr不超过1.0质量％Ca不超过0.01质量％REM不超过0.02质量％
Mg不超过0.006质量％并且剩余部分由铁和不可避免的杂质组成，而且具有介于2.5和4.0之间的如下定义的值P，其中厚度方向上的平均维式硬度Hv-avep和取决于C含量的马氏体硬度Hv-M之间的比值(Hv-avep)/(Hv-M)介于0.8至0.9之间，并且横向拉伸强度TS-Tp介于880MPa和1080MPa之间，P＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+2MoHv-M＝270+1300C其中元素符号表示各元素的质量百分数。
(3)如(1)或(2)中所述的用于具有优异的低温韧度的超高强度管线管的钢板，其包含N0.001至0.006质量％。
(4)如(3)中所述的用于具有优异的低温韧度的超高强度管线管的钢板，其中满足关系Ti-3.4N＞0(其中元素符号表示各元素的质量百分数)。
(5)如(1)至(4)中任何一项所述的用于具有优异的低温韧度的超高强度管线管的钢板，其中在-20℃下的V形缺口夏比值(V-notchCharpy value)不低于200J。
(6)如(1)至(5)中任何一项所述的用于具有优异的低温韧度的超高强度管线管的钢板，其中纵向拉伸强度TS-Lp不大于横向拉伸强度TS-Tp的0.95倍。
(7)如(1)至(6)中任何一项所述的用于具有优异的低温韧度的超高强度管线管的钢板，其中轧制方向上的屈服比(YS-Lp)/(TS-Lp)不大于0.8，所述屈服比是轧制方向上0.2％条件屈服强度YS-Lp与轧制方向上拉伸强度TS-Lp的比例。
(8)通过接缝焊接由下列组分组成的钢板而制备的具有优异的低温韧度的超高强度管线管C0.03至0.07质量％Si不超过0.6质量％Mn1.5至2.5质量％P不超过0.015质量％S不超过0.003质量％Ni0.1至1.5质量％Mo0.15至0.60质量％Nb0.01至0.10质量％Ti0.005至0.030质量％Al不超过0.06质量％以及一种或多种B不超过0.0025质量％N0.001至0.006质量％V不超过0.10质量％Cu不超过1.0质量％Cr不超过1.0质量％Ca不超过0.01质量％REM不超过0.02质量％Mg不超过0.006质量％并且剩余部分由铁和不可避免的杂质组成，而且具有介于2.5和4.0之间的如下定义的值P，其中基体金属厚度方向上的平均维式硬度Hv-avep和取决于C含量的马氏体硬度Hv-M之间的比值(Hv-avep)/(Hv-M)介于0.8至0.9之间，并且环向拉伸强度TS-C介于900MPa和1100MPa之间，P＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+(1+β)Mo-1+β其中当B≥3ppm时β＝1，并且当B＜3ppm时β＝0，Hv-M＝270+1300C其中元素符号表示各元素的质量百分数。
(9)通过接缝焊接由下列组分组成的钢板而制备的具有优异的低温韧度的超高强度管线管C0.03至0.07质量％Si不超过0.6质量％Mn1.5至2.5质量％P不超过0.015质量％S不超过0.003质量％Mo0.15至0.60质量％Nb0.01至0.10质量％Ti0.005至0.030质量％Al不超过0.10质量％以及一种或多种Ni0.1至1.5质量％B小于3ppmV不超过0.10质量％Cu不超过1.0质量％Cr不超过1.0质量％Ca不超过0.01质量％REM不超过0.02质量％
Mg不超过0.006质量％并且剩余部分由铁和不可避免的杂质组成，而且具有介于2.5和4.0之间的如下定义的值P，其中基体金属厚度方向上的平均维式硬度Hv-ave和取决于碳含量的马氏体硬度Hv-M*之间的比值(Hv-ave)/(Hv-M*)介于0.75至0.9之间，并且环向拉伸强度TS-C介于900MPa和1100MPa之间，P＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+Mo-1Hv-M*＝270+1300C其中元素符号表示各元素的质量百分数。
(10)通过接缝焊接由下列组分组成的钢板而制备的具有优异的低温韧度的超高强度管线管C0.03至0.07质量％Si不超过0.6质量％Mn1.5至2.5质量％P不超过0.015质量％S不超过0.003质量％Mo0.15至0.60质量％Nb0.01至0.10质量％Ti0.005至0.030质量％Al不超过0.10质量％B3ppm至0.0025质量％以及一种或多种Ni0.1至1.5质量％N0.001至0.006质量％V不超过0.10质量％Cu不超过1.0质量％
Cr不超过1.0质量％Ca不超过0.01质量％REM不超过0.02质量％Mg不超过0.006质量％并且剩余部分由铁和不可避免的杂质组成，而且具有介于2.5和4.0之间的如下定义的值P，其中基体金属厚度方向上的平均维式硬度Hv-ave和取决于碳含量的马氏体硬度Hv-M*之间的比值(Hv-ave)/(Hv-M*)介于0.75至0.9之间，并且环向拉伸强度TS-C介于900MPa和1100MPa之间，P＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+2MoHv-M*＝290+1300C其中元素符号表示各元素的质量百分数。
(11)如(9)或(10)中所述的具有优异的低温韧度的超高强度管线管，其包含N0.001至0.006质量％。
(12)如(11)中所述的具有优异的低温韧度的超高强度管线管的钢板，其中满足关系Ti-3.4N＞0(其中元素符号表示各元素的质量百分数)。
(13)如(8)至(12)中任何一项所述的具有优异的低温韧度的超高强度管线管，其中在-20℃下的V形缺口夏比值不低于200J。
(14)如(8)至(13)中任何一项所述的具有优异的低温韧度的超高强度管线管，其中管线管纵向拉伸强度不大于其环向拉伸强度的0.95倍。
(15)用于具有优异的低温韧度的超高强度管线管的钢板的制造方法，其包括如下步骤在1000至1250℃之间加热由下列组分组成的钢坯C0.03至0.07质量％Si不超过0.6质量％Mn1.5至2.5质量％P不超过0.015质量％S不超过0.003质量％Mo0.15至0.60质量％Nb0.01至0.10质量％Ti0.005至0.030质量％Al不超过0.10质量％以及一种或多种Ni0.1至1.5质量％B小于3ppmV不超过0.10质量％Cu不超过1.0质量％Cr不超过1.0质量％Ca不超过0.01质量％REM不超过0.02质量％Mg不超过0.006质量％并且剩余部分由铁和不可避免的杂质组成，而且具有介于2.5和4.0之间的如下定义的值P，在重结晶区中粗轧制，在900℃或以下，在未结晶的奥氏体区中轧制，累积压缩比不小于75％，然后，
从奥氏体区施用加速冷却，使钢板厚度的中央以1至10℃/秒的速率冷却至500℃或以下，P＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+Mo-1其中元素符号表示各元素的质量百分数。
(16)用于具有优异的低温韧度的超高强度管线管的钢板的制造方法，其包括如下步骤在1000至1250℃之间加热由下列组分组成的钢坯C0.03至0.07质量％Si不超过0.6质量％Mn1.5至2.5质量％P不超过0.015质量％S不超过0.003质量％Mo0.15至0.60质量％Nb0.01至0.10质量％Ti0.005至0.030质量％Al不超过0.10质量％B3ppm至0.0025质量％以及一种或多种Ni0.1至1.5质量％N0.001至0.006质量％V不超过0.10质量％Cu不超过1.0质量％Cr不超过1.0质量％Ca不超过0.01质量％REM不超过0.02质量％Mg不超过0.006质量％
并且剩余部分由铁和不可避免的杂质组成，而且具有介于2.5和4.0之间的如下定义的值P，在重结晶区中粗轧制，在900℃或以下，在未结晶的奥氏体区中轧制，累积压缩比不小于75％，然后，从奥氏体区施用加速冷却，使钢板厚度的中央以1至10℃/秒的速率冷却至500℃或以下，P＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+2Mo其中元素符号表示各元素的质量百分数。
(17)如(15)或(16)中所述的用于具有优异的低温韧度的超高强度管线管的钢板的制造方法，其中所述钢坯还包含N0.001至0.006质量％。
(18)如(17)中所述的用于具有优异的低温韧度的超高强度管线管的钢板的制造方法，其中满足关系Ti-3.4N＞0(其中元素符号表示各元素的质量百分数)。
(19)具有优异的低温韧度的超高强度管线管的制造方法，其包括以下步骤使通过(15)至(18)中任何一项所述的具有优异的低温韧度的超高强度管线管的制造方法制造的钢板形成管状，以至于该钢板的轧制方向与要制造的管道的纵向一致，以及通过将其边缘接缝焊接到一起而形成管道。
(20)具有优异的低温韧度的超高强度管线管的制造方法，其包括以下步骤
通过UO处理使由(15)至(18)中任何一项所述的具有优异的低温韧度的超高强度管线管的制造方法制造的钢板形成管状，以至于该钢板的轧制方向与要制造的管道的纵向一致，通过从内部和外部施用埋弧焊，将其边缘连接到一起而形成管道，以及膨胀焊接的管道。
(21)具有优异的低温韧度的超高强度管线管的制造方法，其包括如下步骤在1000至1250℃之间加热由下列组分组成的钢坯C0.03至0.07质量％Si不超过0.6质量％Mn1.5至2.5质量％P不超过0.015质量％S不超过0.003质量％Ni0.1至1.5质量％Mo0.15至0.60质量％Nb0.01至0.10质量％Ti0.005至0.030质量％Al不超过0.06质量％以及一种或多种B不超过0.0025质量％N0.001至0.006质量％V不超过0.10质量％Cu不超过1.0质量％Cr不超过1.0质量％Ca不超过0.01质量％
REM不超过0.02质量％Mg不超过0.006质量％并且剩余部分由铁和不可避免的杂质组成，而且具有介于2.5和4.0之间的如下定义的值P，在重结晶区中粗轧制，在900℃或以下，在未结晶的奥氏体区中轧制，累积压缩比不小于75％，然后，从奥氏体区施用加速冷却，使钢板厚度的中央以1至10℃/秒的速率冷却至500℃或以下，使所制造的钢板形成管状，以至于钢板的轧制方向与要制造的管道的纵向一致，以及通过将其边缘焊接到一起而形成管道。
P＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+(1+β)Mo-1+β其中当B≥3ppm时β＝1，并且当B＜3ppm时β＝0，其中元素符号表示各元素的质量百分数。
(22)如(21)中所述的具有优异的低温韧度的超高强度管线管的制造方法，其进一步包括步骤通过UO处理使接受了加速冷却的钢板形成管状，以至于钢板的轧制方向与要制造的管道的纵向一致，通过从内部和外部施用埋弧焊而将其边缘焊接到一起，以及膨胀焊接的管道。
图1表示退化上贝氏体(degenerate upper bainite)结构。
图2表示混合的马氏体/贝氏体(下贝氏体)结构。
图3示意性地表示了下贝氏体、退化上贝氏体和粒状贝氏体结构。(a)表示下贝氏体，(b)表示退化上贝氏体，并且(c)表示粒状贝氏体。
具体实施例方式
为了保证能耐受由于在管线纵向上形成的应力引起的破裂的强度，现场焊接的强度必须等于或者大于管线的纵向强度。
如果管线的纵向强度大于现场焊接的强度，现场焊接局部变形然后断裂的可能性降低。另一方面，如果管线的纵向强度太大，现场焊接的强度增加降低了低温韧度。
为了解决这个问题，本发明人开始开发环向拉伸强度(TS-C)不低于900MPa并且纵向拉伸强度(TS-L)降低的超高强度管线管。
通过调查用于超高强度管线管的钢板的微结构与轧制方向和横向上的钢板强度之间的关系，本发明人发现通过将其微结构转变成退化上贝氏体结构，可以有效地降低钢板的纵向拉伸强度(相对轧制方向的纵向上的拉伸强度)。
另外，相对轧制方向的横向上的拉伸强度被称作横向拉伸强度。
此处，退化上贝氏体结构意指具有低温变形结构的板条(lath)结构特征并且形成比在下贝氏体中更粗的第二相的碳化物和马氏体-奥氏体(MA)成分的结构。
图1表示了根据本发明的用于具有退化上贝氏体微结构的超高强度管线管的钢板的扫描电子显微镜照片。为了比较，图2表示了用于具有马氏体和贝氏体混合微结构(下文中称作下贝氏体结构)的传统X120级管线管的钢板的扫描电子显微镜照片。
因为图1和图2中扫描电子显微镜照片间的比较不能澄清退化上贝氏体和下贝氏体结构之间的微结构差异，所以图3给出了示意图。
如图3(b)所示，退化上贝氏体中的板条比下贝氏体中(参见图3(a)的宽并且与下贝氏体不同，其中不包含细的碳化铁并且在板条之间具有MA成分。
退化上贝氏体和粒状贝氏体(参见图3(c))之间的比较表明粒状贝氏体具有比退化上贝氏体更粗的MA成分，并且与退化上贝氏体不同，其包含粒状铁素体。
虽然可以通过扫描电子显微镜从下贝氏体中区分出退化上贝氏体，但是难以通过微结构的光学照片确定其间的定量比例。因此，在本发明中利用退化上贝氏体没有下贝氏体坚硬的事实，通过比较维氏硬度来区分退化上贝氏体和下贝氏体。
在根据本发明的钢板的化学组成下，下贝氏体的硬度等于取决于碳含量的奥氏体的硬度Hv-M。
钢板的Hv-M可以从下面的等式中得出Hv-M＝270+1300C如果钢板微结构中的退化上贝氏体超过大约70％，钢板的硬度Hv-avep变得低于Hv-M并且(Hv-avep)/(Hv-M)的比值落在0.8至0.9的范围内。
钢板的硬度Hv-avep是通过在与轧制方向平行的横截面上，以1毫米的间隔穿过其厚度施加10kgf的负载而测量的硬度的平均值。
当(Hv-avep)/(Hv-M)的比值介于0.8至0.9之间时，钢板横向拉伸强度(TS-Tp)落在介于880和1080MPa之间的范围内。由这种钢板制造的管线管的环向拉伸强度(TS-C)不低于900MPa，因此具有X120级管线管所需的承压能力。
因为由形成管状而导致的反应力降低，其横向拉伸强度不大于1080MPa的钢板具有优异的可成形性。
主要由退化上贝氏体组成的根据本发明的钢板具有优异的冲击性能。
管线管需要具有阻止快速韧性断裂的性质。为了满足这种要求，管线管钢板的V形缺口夏比冲击值在-20℃必须不小于200J。
退化上贝氏体占据了大约70％以上并且(Hv-avep)/(Hv-M)的比值介于0.8至0.9之间的本发明的钢板具有在-20℃不小于200J的V形缺口夏比冲击值。
在主要由退化上贝氏体组成的根据本发明的钢板中，纵向拉伸强度(TS-Lp)小于横向拉伸强度(TS-Tp)，前者保持在后者的0.95倍以下。
通过比较，在传统的由下贝氏体组成的超高强度钢板中，纵向拉伸强度基本上等于横向拉伸强度。
通过使主要由退化上贝氏体组成的根据本发明的钢板形成管状，以至于钢板的轧制方向与管线管的纵向一致而制造的管线管降低了纵向上的强度，而维持了环向上强度不变。
这就便于制造比管线管纵向强度更强的现场焊接的焊接金属并且在现场焊接下保证了低温韧度。
尽管使纵向拉伸强度(TS-Lp)与横向拉伸强度(TS-Tp)相比尽可能小是优选的，但是实际上难以使前者小于后者的0.90倍。
如果屈服比YS/TS是低的，其中YS是钢板的0.2％条件屈服强度并且TS是其拉伸强度，在将钢板形成管道的过程中的可成形性增加。
如果在钢板轧制方向上的屈服比(YS-TLp)/(TS-Lp)是低的，其中(YS-TLp)是在钢板轧制方向上的0.2％条件屈服强度并且(TS-Lp)是其拉伸强度，管线管纵向上的屈服比也变成小的。
因此，管线现场焊接附近的基体金属变得比现场焊接的焊接金属更可变形。
当地震、地壳运动等引起管线纵向上的变形时，管线管的基体金属变形，从而抑制了管线断裂的发生。为了获得这种效应，优选保持钢板轧制方向上的屈服比(YS-TLp)/(TS-Lp)不大于0.80。
接下来，将说明从根据本发明的主要由退化上贝氏体组成的用于超高强度管线管的钢板制造的管线管。
为了保证X120级管线管所需的抗内压性，需要使其环向拉伸强度(TS-C)不低于900MPa。
另一方面，如果环向拉伸强度大于1100MPa，管线管的制造变得非常难。考虑到工业控制中的这种困难，优选设置管线管环向拉伸强度的上限在1000MPa。
因为当形成管线管时钢板在塑性应变的影响下加工硬化，所以管线管的硬度Hv-ave变得高于钢板的硬度。加工硬化有时使根据本发明的超高强度管线管的硬度Hv-ave比钢板增加了大约20％。
如果基于取决于碳含量的奥氏体硬度Hv-M来定量管线管微结构中的退化上贝氏体的量，因为Hv-M没有考虑加工硬化，所以退化上贝氏体的量就被低估了。
因此，在根据本发明的超高强度管线管的情况中，退化上贝氏体的量可以通过从下面的等式“Hv-M*”并且使用比值Hv-ave/Hv-M*得出加工硬化的下氏体结构的硬度来定量，该等式在取决于碳含量的奥氏体硬度Hv-M上加了20。
Hv-M*＝290+1300CHv-ave/Hv-M*的可接受范围为0.75至0.90，优选的下限为0.80。
管线管的硬度Hv-ave是通过在管线管纵向上，以1毫米的间隔穿过其厚度施加10kgf的负载而测量的硬度的平均值。
从根据本发明的主要由退化上贝氏体组成的钢板制造的超高强度管线管还具有优异的低温韧度，就象所述的钢板一样。管线管的V形缺口夏比冲击值在-20℃大于或等于200J。
根据本发明从其纵向拉伸强度(TS-Lp)不大于横向拉伸强度(TS-Tp)0.95倍的钢板制造的超高强度管线管可能与所述钢板一样具有不大于其环向拉伸强度(TS-C)0.95倍的纵向拉伸强度(TS-L)。
尽管TS-L尽可能低于TS-C是优选的，但是实际上难以使TS-L不大于TS-C的0.9倍。
接下来，在下面解释为什么限制根据本发明的钢板和超高强度管线管的组成元素的原因。在说明书中使用的％指质量％。
C被限制在0.03至0.07％之间。因为C对于增加钢板的强度是高度有效的，所以至少0.03％的C是为了使钢板和管线管的强度符合本发明的目标范围。
但是，因为太多的C会显著降低基体金属和受热影响区(HAZ)的低温韧度和现场可焊接性，所以将上限设置在0.07％。含碳量优选的上限为0.06％。
为了脱氧和提高强度，添加Si。但是，因为过量添加的Si显著降低HAZ的韧度和现场可焊接性，所以上限被设置为0.6％。因为通过添加Al和Ti可以充分地使钢板脱氧，所以不一定需要添加Si。
为了获得根据本发明的主要由退化上贝氏体组成的钢板的微结构并且平衡优异的强度与优异的低温韧度，Mn是必不可少的元素。需要添加不低于1.5％。
但是，添加太多的Mn会增加钢板的硬化性能，从而降低HAZ的韧度和现场可焊接性，并且促进了在连铸板坯中央处的分离，从而降低了基体金属的低温韧度。因此，上限被设置为2.5％。
杂质元素P和S的含量被分别限制为不超过0.015％和不超过0.003％。这主要是为了进一步提高基体金属和HAZ的低温韧度。
降低P含量降低了连铸板坯中央处的分离并且通过阻止晶界断裂而提高了低温韧度。降低S含量通过减少不被热轧制延长的MnS而提高了延展性和韧度。
添加Mo的原因是为了提高钢板的硬化性能并且获得所需主要由退化上贝氏体组成的微结构。Mo的添加进一步提高了添加B所带来的提高硬化性能的作用。
组合添加Mo和B通过抑制在控制轧制中奥氏体的重结晶而净化了奥氏体结构。为了确保这种作用，需要添加至少0.15％的Mo。
但是，因为过量添加Mo会降低HAZ的韧度和现场可焊接性并且损害B的提高硬化性能的作用，所以添加的上限被设置为0.60％。
组合添加Nb和Mo不仅通过抑制控制轧制中奥氏体的重结晶净化并且稳定了退化上贝氏体结构，而且通过有助于沉淀硬化和硬化性能的提高而加强了钢板。
组合添加Nb和B协同提高了硬化性能增加的作用。添加0.01％以上的Nb防止了受热影响区的过度软化。但是，添加太多的Nb对HAZ的韧度和现场可焊接性具有不利的影响，所以添加的上限被设置为0.10％。
Ti固定了对B的提高硬化性能的作用有害的N的固溶体并且可以用作脱氧元素。特别是当Al-含量低至不超过0.005％时，Ti形成氧化物，用作产生铁素体的穿晶核(transgranular ferrite productionnucleus)，并且净化了HAZ的结构。为了确保这些作用，Ti的添加必须不低于0.005％。
TiN的细小沉淀抑制了奥氏体颗粒在钢坯再加热期间和HAZ中的粗化并且净化了微结构，从而提高了基体金属和HAZ的低温韧度。为了确保这种作用，优选添加大于3.4N(质量％)的Ti量。
但是，添加太多的Ti会通过TiC的沉淀硬化和TiN的粗化而降低低温韧度，所以上限被设置为0.030％。
钢中通常作为脱氧剂包含的Al也具有微结构净化的作用。但是，因为如果添加的Al超过0.10％，Al基非金属包含物增加并且损害钢的清洁度，所以上限被设置为0.10％。
优选添加Al的上限是0.06％。如果通过添加Ti和Si完成了充分的脱氧，不需要添加Al。
添加Ni的目的是提高根据本发明的低碳钢的低温韧度、强度和其它性质而不降低其现场可焊接性。
与Mn、Cr和Mo的添加相比，Ni的添加不易在轧制结构中并且特别是在连续铸坯的中央分离区中形成对低温韧度有害的硬化结构。发现添加不低于0.1％的Ni对于提高HAZ的韧度是有效的。
对于提高HAZ的韧度特别有效的Ni的添加量不低于0.3％。但是，添加过量的Ni不仅会损害成本的有效性，而且会降低HAZ韧度和现场可焊接性，所以上限被设置为1.5％。
Ni的添加还对在连续浇铸和热轧制期间阻止铜裂纹(copper-cracking)是有效的。优选Ni的添加量不低于Cu的三分之一。
下面将说明添加B、N、V、Cu、Cr、Ca、REM(稀土金属)和Mg中的一种或多种的目的。除了基本组分外，添加所述元素中的一种或多种的主要目的是进一步提高强度和韧度并且扩展可生产尺寸的范围而不会损害根据本发明的钢板的优异特性。
因为添加少量的B剧烈地提高了钢的硬化性能，所以对于获得主要由退化上贝氏体组成的微结构，B是高度有效的元素。
此外，B提高了Mo的提高硬化性能的作用并且当与Nb一起存在时协同增加了硬化性能。但是，添加过量的B不仅会降低低温韧度而且会破坏B的提高硬化性能的作用，所以添加上限被设置为0.0025％。
N通过形成TiN抑制了奥氏体颗粒在钢坯再加热期间和HAZ中的粗化并且提高了基体金属和HAZ的低温韧度。为了获得这种作用，优选添加不低于0.001％的N。
但是，因为太多的N通过产生钢坯表面的缺陷会损害添加B的提高可硬化作用，并且通过形成可溶性的N会降低HAZ的韧度，所以优选设置N的添加量为0.006％。
V具有基本上与Nb相似但不如其强的作用。同样，向超高强度钢中添加V是有效的，并且Nb和V的组合添加进一步提高了根据本发明的钢的优异特性。当从HAZ的韧度和现场可焊接性的角度考虑，可接受的上限为0.10％时，特别优选的范围介于0.03至0.08％之间。
Cu和Cr增加了基体金属和HAZ的强度，但当添加过量时会显著降低HAZ的韧度和现场可焊接性。因此，优选设置添加Cu和Cr的上限至每种1.0％。
Ca和REM通过控制硫化物，特别是MnS的形状而提高低温韧度。但是，添加0.01％以上的Ca或0.02％以上的REM产生大量的会形成大的簇和包含物的CaO-CaS或REM-CaS，它们反过来不仅会破坏钢的清洁度而且对现场可焊接性具有不利的影响。
因此，添加Ca的上限被设置为0.01％或者优选0.006％，并且REM的上限被设置为0.02％。
另外，保持S和O的含量分别低于0.001％和0.002％，并且ESSP＝(Ca)[1-124(O)]/1.25S的值在0.5≤ESSP≤10.0对于超高强度管线管是特别有效的。
Mg形成细分散的氧化物并且通过抑制在HAZ中的颗粒粗化而提高低温韧度。添加超过0.006％的Mg会形成粗的氧化物并且降低韧度。
除了上述对各元素添加的限制外，需要保持P值(即硬化性能指数)在2.5≤P≤4.0的范围内。这对于保证根据本发明的超高强度钢板和管线管的强度和低温韧度间的平衡是必要的。
P值的下限设置为2.5的原因是为了通过保持管线管的环向拉伸强度在900MPa而获得优异的低温韧度。P值的上限设置为4.0的原因是为了维持优异的HAZ韧度和现场可焊接性。
P值可以从下面涉及所添加的各元素量的等式中得出(质量％)P＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+(1+β)Mo-1+β其中当B≥3ppm时β＝1，并且当B＜3ppm时β＝1。
如果添加低于3ppm的B，P值从下面的等式得出P＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+Mo-1
如果添加不低于3ppm的B，P值从下面的等式得出P＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+2Mo为了制造微结构主要由细的退化上贝氏体组成的钢板，不仅需要保持钢的组成而且需要保持制造条件在适当的范围内。
首先，在重结晶温区热加工连续扁铸坯，并且通过在未重结晶区中轧制而将重结晶的颗粒转变成在厚度方向上平坦的奥氏体颗粒。在未重结晶区中轧制是在未重结晶和低于重结晶温度并且高于冷却时铁素体开始转变的温度之间的奥氏体温度范围中，即未重结晶的温区进行热轧制。
接着，以适当的冷却速率从奥氏体区冷却所得的钢板，所述速率高于形成粗粒状贝氏体的速率并且低于形成下贝氏体和马氏体的速率。
通过连续浇铸或者一次轧制(primary rolling)制得的钢坯被加热至1000℃至1250℃之间。如果温度低于1000℃，添加的元素不会形成适当的固溶体并且不能充分地净化浇铸结构。如果温度高于1250℃，晶粒变粗。
加热的钢坯在不高于加热温度且高于900℃的重结晶温区接受粗轧。所述粗轧的目的是使晶粒在随后于未重结晶区中轧制之前尽可能地细。
在粗轧后，在不高于900℃的未重结晶温区和不低于700℃的奥氏体区中进行累积压缩比不小于75％的在未重结晶区中的轧制。因为根据本发明的钢包含很多Nb和其它的合金元素，所以不高于900℃的温度处于未重结晶区。未重结晶区中的轧制应该在奥氏体区中700℃或更高的温度终结。
为了使钢板的横向拉伸强度TS-Tp大于纵向拉伸强度TS-Lp以最终使环向拉伸强度TS-C大于纵向拉伸强度TS-L，需要增加晶粒在轧制方向上的伸长百分数。
为了使钢板的TS-Lp不大于TS-Tp的0.95倍，并且管线的TS-L不大于TS-C的0.95倍，优选使累积压缩比大于80％。
然后，以1至10℃/秒的速率，将钢板在其厚度中央从700℃以上的奥氏体区冷却至500℃以下。
如果钢板厚度中央的冷却速率超过10℃/秒，钢板的表面区变成下贝氏体。如果冷却速率变成20℃/秒以上，其整个横截面变成下贝氏体。
如果冷却速率低于1℃/秒，钢板变成粒状贝氏体并且丧失韧度。如果冷却速率太快或太慢，钢板的TS-Lp不会变得低于0.95倍TS-Tp，并且管线管的TS-L不会变得低于0.95倍TS-C。
据认为钢板TS-Lp和TS-Tp之间差异以及管线管TS-L与TS-C之间差异的原因主要在于未重结晶区中轧制。因此，难以使钢板的TS-Lp低于0.90倍TS-Tp，并且管线管的TS-L低于0.90倍TS-C。
此外，需要使其中控制冷却速率的温度范围的下限不高于500℃，从奥氏体向退化上贝氏体的转变在此结束，或者优选所述温度下限介于300℃和450℃之间。
通过将上述所得钢板形成管状，以至于轧制方向与管线管的纵向一致，然后将其边缘焊接到一起来制造钢管。
根据本发明的管线管通常直径为450至1500毫米并且壁厚为10至40毫米。高效制造上述尺寸范围的钢管的现有方法包括UO处理，其中钢板被首先形成U形，然后形成O形，点定焊(track welding)边缘，从内部和外部将其埋弧焊，然后膨胀以增加圆度。
为了通过膨胀增加圆度，必须使管线管变形进入塑性区。在根据本发明的高强度管线管的情况中，膨胀率优选不低于大约0.7％。
膨胀率被定义为膨胀率＝(膨胀后周长-膨胀前周长)/膨胀前周长。
如果使膨胀率大于2％，作为塑性变形的结果，基体金属和焊接的韧度降低。因此，优选保持膨胀率在0.7％至2.0％之间。
通过使用300吨碱性氧气炼钢炉制备具有如表1所示的化学组成的钢，将钢连续浇铸成钢坯，将钢坯再加热至1100℃，在重结晶区中轧制，通过在900℃和750℃之间施用累积压缩比为80％控制轧制而降低厚度至18毫米，并且以1至10℃/秒的速率在钢板厚度中央施用水冷却以至于冷却在300℃和500℃之间结束，制造出钢板。
在UO处理中将钢板形成管状并且点定焊，然后埋弧焊边缘。膨胀焊接管1％形成外径为965毫米的管道。使用三个电极以1.5米/分钟的速率和2.8kJ/mm的热输入从内部和外部各施用一次埋弧焊。
从钢板和由此制得的管道中截取试样并且接受拉伸和夏比冲击试验。根据API 5L进行拉伸试验。与钢板长度和宽度以及钢管长度平行地截取全厚度试样并且接受拉伸试验。
对于环向拉伸试验，截取全厚度弧形条带并且压挤加工变平并制成全厚度的条形试样。试样接受拉伸试验，其中以0.2％条件屈服强度的方式确定屈服强度。
使用长度与钢板宽度和钢管周长一致的全尺寸2毫米V形缺口试样，在-30℃下进行夏比冲击试验。如果夏比冲击值在-30℃下不小于200J，在-20℃下可以获得200J或更高的夏比冲击值。
表2表示了钢板的制造条件和性质并且表3表示了钢管的性质。
使用具有所述条件下的化学组成的钢A至E制造的实施例1至8的钢板和钢管具有在目标范围内的强度和高的低温韧度，其中所述条件和化学组成均在由本发明规定的范围内。
尽管用于比较的实施例9的钢板和钢管由化学组成在本发明范围内的钢D组成，但是其冷却速率快于本发明限定的范围，Hv-ave/Hv-M和Hv-ave/Hv-M*都在本发明的范围之外。尽管用于比较的实施例10的钢板和钢管由化学组成在本发明范围内的钢C组成，但是其冷却速率慢于本发明限定的范围，TS-Tp和TS-C都在本为比较而测试实施例11，其由具有高含碳量而不添加镍的钢G制成并具有低的低温韧度。
表1
表中的空白表示值在可检测限之下。
表中下划线的值在根据本发明的范围之外。
表2
表中下划线的值在根据本发明的范围之外。
表3
表中下划线的值在根据本发明的范围之外。
工业应用性本发明提供了能在现场焊接中提供优异的低温韧度和适用于土壤随季节移动的连续冻土带和其它区域中的管线的优异的纵向阻力的超高强度管线管，以及制造这种管线管的方法。因此，本发明具有显著的工业贡献。
权利要求
1.用于具有优异的低温韧度的超高强度管线管的钢板，其由下列组分组成C0.03至0.07质量％Si不超过0.6质量％Mn1.5至2.5质量％P不超过0.015质量％S不超过0.003质量％Mo0.15至0.60质量％Nb0.01至0.10质量％Ti0.005至0.030质量％Al不超过0.10质量％以及一种或多种Ni0.1至1.5质量％B小于3ppmV不超过0.10质量％Cu不超过1.0质量％Cr不超过1.0质量％Ca不超过0.01质量％REM不超过0.02质量％Mg不超过0.006质量％并且剩余部分由铁和不可避免的杂质组成，而且具有介于2.5和4.0之间的如下定义的值P，其中厚度方向上的平均维式硬度Hv-avep和取决于C含量的马氏体硬度Hv-M之间的比值(Hv-avep)/(Hv-M)介于0.8至0.9之间，并且横向拉伸强度TS-Tp介于880MPa和1080MPa之间，P＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+Mo-1Hv-M＝270+1300C其中元素符号表示各元素的质量百分数。
2.用于具有优异的低温韧度的超高强度管线管的钢板，其由下列组分组成C0.03至0.07质量％Si不超过0.6质量％Mn1.5至2.5质量％P不超过0.015质量％S不超过0.003质量％Mo0.15至0.60质量％Nb0.01至0.10质量％Ti0.005至0.030质量％Al不超过0.10质量％B3ppm至0.0025质量％以及一种或多种Ni0.1至1.5质量％N0.001至0.006质量％V不超过0.10质量％Cu不超过1.0质量％Cr不超过1.0质量％Ca不超过0.01质量％REM不超过0.02质量％Mg不超过0.006质量％并且剩余部分由铁和不可避免的杂质组成，而且具有介于2.5和4.0之间的如下定义的值P，其中厚度方向上的平均维式硬度Hv-avep和取决于C含量的马氏体硬度Hv-M之间的比值(Hv-avep)/(Hv-M)介于0.8至0.9之间，并且横向拉伸强度TS-Tp介于880MPa和1080MPa之间，P＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+2MoHv-M＝270+1300C其中元素符号表示各元素的质量百分数。
3.如权利要求1或2中所述的用于具有优异的低温韧度的超高强度管线管的钢板，其包含N0.001至0.006质量％。
4.如权利要求3中所述的用于具有优异的低温韧度的超高强度管线管的钢板，其中满足关系Ti-3.4N＞0，其中元素符号表示各元素的质量百分数。
5.如权利要求1至4中任何一项所述的用于具有优异的低温韧度的超高强度管线管的钢板，其中在-20℃下的V形缺口夏比值不低于200J。
6.如权利要求1至5中任何一项所述的用于具有优异的低温韧度的超高强度管线管的钢板，其中纵向拉伸强度TS-Lp不大于横向拉伸强度TS-Tp的0.95倍。
7.如权利要求1至6中任何一项所述的用于具有优异的低温韧度的超高强度管线管的钢板，其中轧制方向上的屈服比(YS-Lp)/(TS-Lp)不大于0.8，所述屈服比是轧制方向上0.2％条件屈服强度YS-Lp与轧制方向上拉伸强度TS-Lp的比例。
8.通过接缝焊接由下列组分组成的钢板而制备的具有优异的低温韧度的超高强度管线管C0.03至0.07质量％Si不超过0.6质量％Mn1.5至2.5质量％P不超过0.015质量％S不超过0.003质量％Ni0.1至1.5质量％Mo0.15至0.60质量％Nb0.01至0.10质量％Ti0.005至0.030质量％Al不超过0.06质量％以及一种或多种B不超过0.0025质量％N0.001至0.006质量％V不超过0.10质量％Cu不超过1.0质量％Cr不超过1.0质量％Ca不超过0.01质量％REM不超过0.02质量％Mg不超过0.006质量％并且剩余部分由铁和不可避免的杂质组成，而且具有介于2.5和4.0之间的如下定义的值P，其中基体金属厚度方向上的平均维式硬度Hv-avep和取决于C含量的马氏体硬度Hv-M之间的比值(Hv-avep)/(Hv-M)介于0.8至0.9之间，并且环向拉伸强度TS-C介于900MPa和1100MPa之间，P＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+(1+β)Mo-1+β其中当B≥3ppm时β＝1，并且当B＜3ppm时β＝0，Hv-M＝270+1300C其中元素符号表示各元素的质量百分数。
9.通过接缝焊接由下列组分组成的钢板而制备的具有优异的低温韧度的超高强度管线管C0.03至0.07质量％Si不超过0.6质量％Mn1.5至2.5质量％P不超过0.015质量％S不超过0.003质量％Mo0.15至0.60质量％Nb0.01至0.10质量％Ti0.005至0.030质量％Al不超过0.10质量％以及一种或多种Ni0.1至1.5质量％B小于3ppmV不超过0.10质量％Cu不超过1.0质量％Cr不超过1.0质量％Ca不超过0.01质量％REM不超过0.02质量％Mg不超过0.006质量％并且剩余部分由铁和不可避免的杂质组成，而且具有介于2.5和4.0之间的如下定义的值P，其中基体金属厚度方向上的平均维式硬度Hv-ave和取决于碳含量的马氏体硬度Hv-M*之间的比值(Hv-ave)/(Hv-M*)介于0.75至0.9之间，并且环向拉伸强度TS-C介于900MPa和1100MPa之间，P＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+Mo-1Hv-M*＝270+1300C其中元素符号表示各元素的质量百分数。
10.通过接缝焊接由下列组分组成的钢板而制备的具有优异的低温韧度的超高强度管线管C0.03至0.07质量％Si不超过0.6质量％Mn1.5至2.5质量％P不超过0.015质量％S不超过0.003质量％Mo0.15至0.60质量％Nb0.01至0.10质量％Ti0.005至0.030质量％Al不超过0.10质量％B3ppm至0.0025质量％以及一种或多种Ni0.1至1.5质量％N0.001至0.006质量％V不超过0.10质量％Cu不超过1.0质量％Cr不超过1.0质量％Ca不超过0.01质量％REM不超过0.02质量％Mg不超过0.006质量％并且剩余部分由铁和不可避免的杂质组成，而且具有介于2.5和4.0之间的如下定义的值P，其中基体金属厚度方向上的平均维式硬度Hv-ave和取决于碳含量的马氏体硬度Hv-M*之间的比值(Hv-ave)/(Hv-M*)介于0.75至0.9之间，并且环向拉伸强度TS-C介于900MPa和1100MPa之间，P＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+2MoHv-M*＝290+1300C其中元素符号表示各元素的质量百分数。
11.如权利要求9或10中所述的具有优异的低温韧度的超高强度管线管，其包含N0.001至0.006质量％。
12.如权利要求11中所述的具有优异的低温韧度的超高强度管线管的钢板，其中满足关系Ti-3.4N＞0，其中元素符号表示各元素的质量百分数。
13.如权利要求8至12中任何一项所述的具有优异的低温韧度的超高强度管线管，其中在-20℃下的V形缺口夏比值不低于200J。
14.如权利要求8至13中任何一项所述的具有优异的低温韧度的超高强度管线管，其中管线管纵向拉伸强度不大于其环向拉伸强度的0.95倍。
15.用于具有优异的低温韧度的超高强度管线管的钢板的制造方法，其包括如下步骤在1000至1250℃之间加热由下列组分组成的钢坯C0.03至0.07质量％Si不超过0.6质量％Mn1.5至2.5质量％P不超过0.015质量％S不超过0.003质量％Mo0.15至0.60质量％Nb0.01至0.10质量％Ti0.005至0.030质量％Al不超过0.10质量％以及一种或多种Ni0.1至1.5质量％B小于3ppmV不超过0.10质量％Cu不超过1.0质量％Cr不超过1.0质量％Ca不超过0.01质量％REM不超过0.02质量％Mg不超过0.006质量％并且剩余部分由铁和不可避免的杂质组成，而且具有介于2.5和4.0之间的如下定义的值P，在重结晶区中粗轧制，在900℃或以下，在未结晶的奥氏体区中轧制，累积压缩比不小于75％，然后，从奥氏体区施用加速冷却，使钢板厚度的中央以1至10℃/秒的速率冷却至500℃或以下，P＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+Mo-1其中元素符号表示各元素的质量百分数。
16.用于具有优异的低温韧度的超高强度管线管的钢板的制造方法，其包括如下步骤在1000至1250℃之间加热由下列组分组成的钢坯C0.03至0.07质量％Si不超过0.6质量％Mn1.5至2.5质量％P不超过0.015质量％S不超过0.003质量％Mo0.15至0.60质量％Nb0.01至0.10质量％Ti0.005至0.030质量％Al不超过0.10质量％B3ppm至0.0025质量％以及一种或多种Ni0.1至1.5质量％N0.001至0.006质量％V不超过0.10质量％Cu不超过1.0质量％Cr不超过1.0质量％Ca不超过0.01质量％REM不超过0.02质量％Mg不超过0.006质量％并且剩余部分由铁和不可避免的杂质组成，而且具有介于2.5和4.0之间的如下定义的值P，在重结晶区中粗轧制，在900℃或以下，在未结晶的奥氏体区中轧制，累积压缩比不小于75％，然后，从奥氏体区施用加速冷却，使钢板厚度的中央以1至10℃/秒的速率冷却至500℃或以下，P＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+2Mo其中元素符号表示各元素的质量百分数。
17.如权利要求15或16中所述的用于具有优异的低温韧度的超高强度管线管的钢板的制造方法，其中所述钢坯还包含N0.001至0.006质量％。
18.如权利要求17中所述的用于具有优异的低温韧度的超高强度管线管的钢板的制造方法，其中满足关系Ti-3.4N＞0，其中元素符号表示各元素的质量百分数。
19.具有优异的低温韧度的超高强度管线管的制造方法，其包括以下步骤使通过权利要求15至18中任何一项所述的具有优异的低温韧度的超高强度管线管的制造方法制造的钢板形成管状，以至于该钢板的轧制方向与要制造的管道的纵向一致，以及通过将其边缘接缝焊接到一起而形成管道。
20.具有优异的低温韧度的超高强度管线管的制造方法，其包括以下步骤通过UO处理使由权利要求15至18中任何一项所述的具有优异的低温韧度的超高强度管线管的制造方法制造的钢板形成管状，以至于该钢板的轧制方向与要制造的管道的纵向一致，通过从内部和外部施用埋弧焊，将其边缘连接到一起而形成管道，以及膨胀焊接的管道。
21.具有优异的低温韧度的超高强度管线管的制造方法，其包括如下步骤在1000至1250℃之间加热由下列组分组成的钢坯C0.03至0.07质量％Si不超过0.6质量％Mn1.5至2.5质量％P不超过0.015质量％S不超过0.003质量％Ni0.1至1.5质量％Mo0.15至0.60质量％Nb0.01至0.10质量％Ti0.005至0.030质量％Al不超过0.06质量％以及一种或多种B不超过0.0025质量％N0.001至0.006质量％V不超过0.10质量％Cu不超过1.0质量％Cr不超过1.0质量％Ca不超过0.01质量％REM不超过0.02质量％Mg不超过0.006质量％并且剩余部分由铁和不可避免的杂质组成，而且具有介于2.5和4.0之间的如下定义的值P，在重结晶区中粗轧制，在900℃或以下，在未结晶的奥氏体区中轧制，累积压缩比不小于75％，然后，从奥氏体区施用加速冷却，使钢板厚度的中央以1至10℃/秒的速率冷却至500℃或以下，使所制造的钢板形成管状，以至于钢板的轧制方向与要制造的管道的纵向一致，以及通过将其边缘焊接到一起而形成管道。P＝2.7C+0.4Si+Mn+0.8Cr+0.45(Ni+Cu)+(1+β)Mo-1+β其中当B≥3ppm时β＝1，并且当B＜3ppm时β＝0，其中元素符号表示各元素的质量百分数。
22.如权利要求21中所述的具有优异的低温韧度的超高强度管线管的制造方法，其进一步包括步骤通过UO处理使经过加速冷却的钢板形成管状，以至于钢板的轧制方向与要制造的管道的纵向一致，通过从内部和外部施用埋弧焊而将其边缘焊接到一起，以及膨胀焊接的管道。
全文摘要
本发明公开了通过将钢板焊接到一起而制造的具有优异的低温韧度的超高强度的管线管，所述钢板包含0.03至0.07质量％的C、不超过0.6质量％的Si、1.5至2.5质量％的Mn、不超过0.015质量％的P、不超过0.003质量％的S、0.1至1.5质量％的Ni、0.15至0.60质量％的Mo、0.01至0.10质量％的Nb、0.005至0.030质量％的Ti、不超过0.06质量％的Al、一种或多种规定量的B、N、V、Cu、Cr、Ca、REM(稀土金属)和Mg，剩余部分由铁和不可避免的杂质组成，并且在2.5≤P≤4.0下(Hv－ave)/(Hv－M)的比值介于0.8至0.9之间，其中Hv－ave是基体金属厚度方向上的平均维式硬度并且Hv－M是取决于C含量的马氏体硬度(Hv－M＝270+1300C)，并且拉伸强度TS－C介于900MPa和1100MPa之间；P＝2.7C＋0.4Si＋Mn＋0.8Cr＋0.45(Ni＋Cu)+(1+β)Mo－1+β(当B≥3ppm时β＝1，并且当B＜3ppm时β＝0)。
文档编号C22C38/12GK1894434SQ200480037950
公开日2007年1月10日 申请日期2004年12月17日 优先权日2003年12月19日
发明者韩日均, 原卓也 申请人:新日本制铁株式会社, 埃克森美孚上游研究公司