CN111492085A

CN111492085A - 低温下抗断裂性优异的极地环境用高强度钢材及其制造方法

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Publication number: CN111492085A
Application number: CN201880081799.8A
Authority: CN
Inventors: 严庆根; 李学哲; 金佑谦
Original assignee: Posco Co Ltd
Current assignee: Posco Holdings Inc
Priority date: 2017-12-22
Filing date: 2018-12-18
Publication date: 2020-08-04
Anticipated expiration: 2038-12-18
Also published as: CN111492085B; WO2019124945A1; EP3730659A4; KR20190076758A; JP7045459B2; KR102045641B1; JP2021507989A; EP3730659A1

Abstract

本发明提供一种低温下抗断裂性优异的极地环境用高强度钢材及其制造方法。本发明的低温下抗断裂性优异的高强度钢材，以重量％计，所述钢材包括C：0.005～0.07％、Si：0.005～0.3％、Mn：1.7～3.0％、Sol.Al：0.001～0.035％、Nb：0.02％以下(0％除外)、V：0.01％以下(0％除外)、Ti：0.001～0.02％、Cu：0.01～1.0％、Ni：0.01～2.0％、Cr：0.01～0.5％、Mo：0.001～0.5％、Ca：0.0002～0.005％、N：0.001～0.008％、P：0.02％以下(0％除外)、S：0.003％以下(0％除外)、O：0.003％以下(0％除外)以及余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且满足下述关系式1和关系式2，显微组织包括总计70面积％以上的多边形铁素体和针状铁素体，并且包括3.5面积％以下的MA相(马氏体‑奥氏体复合相)。

Description

低温下抗断裂性优异的极地环境用高强度钢材及其制造方法

技术领域

本发明涉及一种低温下抗断裂性优异的极地环境用高强度钢材及其制造方法，所述钢材优选可用作造船和海上结构用钢材。

背景技术

随着全球变暖，北极地区的冰层逐渐减少，因此对连接欧洲和东亚的北极航线的兴趣与日俱增。近年来，仅限于夏季有货船试验性航行。据报道，与经由东南亚的现有航线相比，时间和成本最多可减少30％以上。进一步，如果北极地区的冰层在20～30年内完全消失，那么甚至有望开通穿越北极点的直线航线。因此，穿越北极地区的船舶的必要性逐渐成为现实，在这种极地环境中安全的船舶的设计及所需的极地环境用钢材的需求逐渐增加。

在极地环境，即暴露于达到-60度的低温及浮冰等引起的冲击的环境下，现有的结构用钢材容易断裂，因此需要一种能够解决所述问题的低温下抗断裂性优异的极地环境用高强度钢材。

通常，用于大型船舶或采油平台的厚度较厚的高强度钢材容易在低温下断裂的原因如下：为了确保高强度超厚钢材的强度，只能添加大量的合金元素如Mn、Mo等，而且制造超厚钢材时，由于轧制压下率低以及加速冷却速度慢，容易形成粗大的粒状贝氏体或M-A等硬相组织。由于这种显微组织，钢材在低温下具有极弱的抗断裂性。因此，为了超厚材的高强度以及在低温下具有优异的断裂特性，需要使组织细化，并大大减少粒状贝氏体或M-A等硬质组织。

为了解决上述问题，使用以下方法：①通过将板坯的再加热温度降至极低，在低温下进行控制轧制，以使组织细化；或者②添加1％以上的Cu，在低温下进行回火，以通过微细的Cu析出物提高强度；或者③添加大量的Ni，以提高硬相粒状贝氏体等的低温韧性；或者④尽量减少C等促进元素，以将M-A组织减少到极少。然而，随着船舶等结构物逐渐大型化以及使用环境变为极地环境，简单适用所述的现有方法不能充分确保低温下的断裂萌生和扩展抗性。

因此，需要研发一种低温下的断裂萌生和扩展抗性得到提高的高强度钢材及其制造方法。

[先行技术文献]

(参考文献1)韩国公开专利公报第2002-0028203号

发明内容

技术问题

本发明旨在解决前述的现有技术的问题，其目的在于提供一种低温下断裂萌生和扩展抗性优异的高强度钢材及其制造方法。

另外，本发明的技术问题不限于上述内容。可以通过本说明书的整体内容来理解本发明的技术问题，对于本领域的普通技术人员而言，理解本发明的其他技术问题不会有任何困难。

技术方案

为了达到所述目的，本发明提供一种低温下抗断裂性优异的高强度钢材，以重量％计，所述钢材包括C：0.005～0.07％、Si：0.005～0.3％、Mn：1.7～3.0％、Sol.Al：0.001～0.035％、Nb：0.02％以下(0％除外)、V：0.01％以下(0％除外)、Ti：0.001～0.02％、Cu：0.01～1.0％、Ni：0.01～2.0％、Cr：0.01～0.5％、Mo：0.001～0.5％、Ca：0.0002～0.005％、N：0.001～0.008％、P：0.02％以下(0％除外)、S：0.003％以下(0％除外)、0：0.003％以下(0％除外)以及余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且满足下述关系式1和关系式2，

显微组织包括总计70面积％以上的多边形铁素体和针状铁素体，并且包括3.5面积％以下的MA相(马氏体-奥氏体复合相)。

[关系式1]

Mn+0.5x(Ni+Cu)≥2.5wt％

[关系式2]

关系式2：Mo+Cr+1.5xSi+10xNb≤0.5wt％

在所述关系式1和关系式2中，各元素是以重量％表示的值。

另一方面，本发明提供一种低温下抗断裂性优异的高强度钢材的制造方法，其包括以下步骤：

准备满足上述合金组分的钢坯；

将所述钢坯加热至1000℃～1200℃；

在650℃以上的温度下对所述加热后的钢坯进行热精轧，以使未再结晶区温度段的总压下率达到30％以上(再结晶区的压下率除外)；以及

对所述热精轧后的热轧钢板以2～30℃/秒的冷却速度冷却至200～550℃的冷却结束温度。

发明效果

根据本发明，可以有效提供一种低温下的断裂萌生和扩展抗性得到显著提高的钢材。

附图说明

图1为本实施例中对发明例1的钢材测定Kca值后示出的图。

图2为本实施例中对发明例3的钢材的显微组织图片。

具体实施方式

在下文中，将描述本发明的优选实施方案。然而，本发明的实施方式可以修改为各种不同方式，本发明的范围不限于下述的实施方式。另外，本发明的实施方式是为了向本领域的普通技术人员更完整地描述本发明而提供的。

为了进一步提高低温下的断裂萌生和扩展抗性，本发明人反复进行了研究和试验，结果发现，有必要通过精确控制，将合金元素，尤其是生成碳化物(Carbide)的合金元素如C、Mo、Cr以及Nb等的合金添加量抑制到最小，同时尽量增加提高铁素体基体的强度和韧性的合金元素的添加量。本发明人还发现，通过如此进行控制，可以使钢材的显微组织包括总计70面积％以上的多边形铁素体和针状铁素体，并且包括3.5面积％以下的MA相(马氏体-奥氏体复合相)，从而可以显著提高低温下的断裂萌生和扩展抗性，因此提出了本发明。

也就是说，本发明的低温下抗断裂性优异的钢材，以重量％计，所述钢材包括C：0.005～0.07％、Si：0.005～0.3％、Mn：1.7～3.0％、Sol.Al：0.001～0.035％、Nb：0.02％以下(0％除外)、V：0.01％以下(0％除外)、Ti：0.001～0.02％、Cu：0.01～1.0％、Ni：0.01～2.0％、Cr：0.01～0.5％、Mo：0.001～0.5％、Ca：0.0002～0.005％、N：0.001～0.008％、P：0.02％以下(0％除外)、S：0.003％以下(0％除外)、0：0.003％以下(0％除外)以及余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且满足所述关系式1和关系式2。另外，钢材显微组织包括总计70面积％以上的多边形铁素体和针状铁素体，并且包括3.5面积％以下的MA相(马氏体-奥氏体复合相)。

下面，首先详细描述本发明的钢材的合金组分及限制其含量的理由。在下文中，各元素的含量单位为重量％。

C：0.01～0.07％

C促进针状铁素体或板条(lath)贝氏体的形成，并形成渗碳体或珠光体等，是确保强度的重要元素。当C的含量低于0.01％时，由于C几乎没有扩散，相对较快发生转变，因此转变成粗大的铁素体组织，存在钢材的强度和韧性可能大大降低的问题。相反，当C的含量超过0.07％时，不仅过量形成渗碳体或MA相，而且形成得粗大，可能会大大降低低温下的断裂萌生抗性。因此，所述C的含量优选为0.01～0.07％。所述C的含量更优选为0.01～0.06％，进一步优选为0.01～0.05％。

Si：0.005～0.3％

Si通常是为了脱碳、脱硫以及固溶强化而添加的元素。虽然提高屈服强度和抗拉强度的效果并不显著，但是大大提高焊接热影响区中奥氏体的稳定性，使得MA相的分数增加，从而导致低温下的断裂萌生抗性可能大大降低。因此，在本发明中，优选限制为0.3％以下。另外，为了将Si的含量控制在低于0.005％，炼钢工艺中的处理时间会大幅增加，从而导致生产成本增加以及生产率降低的问题，所以Si的含量的下限优选为0.005％。因此，所述Si的含量优选为0.005～0.3％。所述Si的含量更优选为0.005～0.25％，进一步优选为0.005～0.2％。

Mn：1.7～3.0％

Mn在通过固溶强化来提高强度方面具有显著效果，并且不会造成低温下的韧性大幅降低，因此为了确保足够的高强度添加1.7％以上。然而，当过量添加Mn时，在钢板厚度方向的中心部分的偏析会增加，同时会促进与偏析的S形成非金属夹杂物MnS。由于后续轧制，形成在中心部分的MnS夹杂物被拉伸，而偏析部位可硬化性高，因此容易形成高硬度低温组织，最终造成低温下的断裂萌生和扩展抗性大大降低，所以Mn含量的上限优选为3.0％。因此，所述Mn的含量优选为1.7～3.0％。所述Mn的含量更优选为1.7～2.8％。

Sol.Al：0.005～0.035％

Sol.Al在炼钢工艺中与Si、Mn一起用作强脱氧剂，在单独或复合脱氧时，至少添加0.005％以上才能充分获得上述效果。然而，当Sol.Al的含量超过0.035％时，上述效果饱和，并且作为脱氧产物生成的氧化夹杂物中Al₂O₃的分数过于增加，夹杂物的尺寸变得粗大，在精炼时不易除去，从而导致钢材的低温韧性显著降低。另外，类似于Si，在焊接热影响区中促进MA相的形成，可能会造成低温下的断裂萌生和扩展抗性大大降低。因此，所述Sol.Al的含量优选为0.005％～0.035％。所述Sol.Al的含量更优选为0.005％～0.03％，进一步优选为0.005％～0.02％。

Nb：0.02％以下(0％除外)

Nb在板坯再加热时固溶于奥氏体中提高奥氏体的可硬化性，并在热轧时以细小的碳化物(Nb、Ti)(C、N)形式析出，从而在轧制或冷却过程中抑制再结晶，使得最终显微组织细化，这一方面具有显著效果。然而，当过量添加Nb时，将会使焊接热影响区的可硬化性过度增加促进MA相的形成，从而导致低温下的断裂萌生和扩展抗性大大降低。因此，在本发明中，Nb的含量限制为0.02％以下(0％除外)。所述Nb的含量优选为0.015％以下，更优选为0.012％以下。

V：0.01％以下(0％除外)

V在板坯再加热时大部分都会再固溶，在轧制后冷却过程中大部分析出，从而提高强度，但是在焊接热影响区高温下溶解大大提高可硬化性，从而促进形成MA相。因此，在本发明中，所述V的含量限制为0.01％以下(0％除外)。所述V的含量优选为0.008％以下，更优选为0.005％以下。

Ti：0.001～0.02％

Ti在高温下主要以细微的TiN形式六面体析出物存在，或者与Nb一起添加时，形成(Ti、Nb)(C、N)析出物，从而具有抑制基材和焊接热影响区的晶粒生长的效果。为了充分确保上述效果，优选添加0.001％以上的Ti，并且为了使效果最大化，优选根据添加的N的含量增加添加量。相反，当Ti的含量超过0.02％时，将会形成过于粗大的碳氮化物成为断裂裂纹萌生点，从而大大降低焊接热影响区的冲击特性。因此，所述Ti的含量优选为0.001～0.02％。所述Ti的含量更优选为0.001～0.017％，进一步优选为0.001～0.015％。

Cu：0.01～1.0％

Cu通过固溶和析出大大提高强度，且不显著影响断裂萌生和扩展抗性。当Cu的含量低于0.01％时，上述效果不足。相反，当Cu的含量超过1.0％时，引起钢板表面的裂纹，并且Cu是昂贵的元素，存在成本增加的问题。因此，所述Cu的含量优选为0.01～1.0％。所述Cu的含量更优选为0.01～0.6％，进一步优选为0.01～0.4％。

Ni：0.01～2.0％

Ni几乎没有强度增加效果，然而在提高低温下的断裂萌生和扩展抗性方面具有效果。尤其，当添加Cu时，对再加热板坯时产生的选择性氧化所导致的表面裂纹具有抑制效果。另外，即使焊接热影响区因高温和快速冷却速度而产生粗大的硬质组织，也可以通过添加Ni提高低温下的韧性。当Ni的含量低于0.01％时，上述效果不足。相反，当Ni的含量超过2.0％时，由于Ni是昂贵的元素，将会导致成本增加的问题。因此，所述Ni的含量优选为0.01～2.0％。所述Ni含量优选为0.2～1.8％，进一步优选为0.3～1.2％。

Cr：0.01～0.5％

Cr通过固溶增加屈服强度和抗拉强度的效果不大，但是可硬化性高，因此使得厚料在缓慢的冷却速度下也会形成显微组织，从而具有提高强度和韧性的效果。当Cr的含量低于0.01％时，上述效果不足。相反，当Cr的含量超过0.5％时，不仅成本增加，而且使得焊接热影响区的低温韧性变差。因此，所述Cr的含量优选为0.01～0.5％。所述Cr的含量优选为0.01～0.4％，更优选为0.01～0.25％。

Mo：0.01～0.65％

Mo通过加速冷却过程中延迟相变，最终大大提高强度，而且具有防止P等杂质的晶界偏析导致韧性降低的效果。当Mo的含量低于0.01％时，上述效果不足。相反，当Mo的含量超过0.65％时，由于可硬化性高，在焊接热影响区促进形成MA相，可能会导致低温下的断裂萌生和扩展抗性大大降低。因此，所述Mo的含量优选为0.01～0.65％。所述Mo的含量更优选为0.01～0.5％，进一步优选为0.01～0.4％。

Ca：0.0002～0.005％

在Al脱氧后，将Ca加入炼钢中的钢水时，Ca与主要以MnS形式存在的S结合而抑制MnS的形成，同时形成球状CaS，从而具有抑制钢材的中心部分产生裂纹的效果。因此，在本发明中，为了使添加的S充分形成为CaS，Ca需要添加0.0002％以上。然而，当过量添加Ca时，剩余Ca与0结合而形成粗大的硬质氧化夹杂物，并在后续轧制中被拉伸、断裂而成为低温下的裂纹萌生点。因此，Ca的含量上限优选为0.005％。因此，所述Ca的含量优选为0.0002～0.005％。所述Ca的含量更优选为0.0005～0.003％，进一步优选为0.0005～0.0025％。

N：0.001～0.006％

N与添加的Nb、Ti和Al形成析出物，使得钢的晶粒细微化，从而提高基材的强度和韧性。然而，当过量添加N时，将会以剩余原子状态存在，从而引起冷变形后的老化现象降低低温韧性，在这方面是最具有代表性的元素。另外，已知通过连铸工艺制造板坯时，由于高温下的脆化，N会促进表面裂纹。因此，在本发明中，考虑到Ti的含量为0.001％～0.02％，N的添加量范围限制为0.001％～0.006％。所述N的含量更优选为0.001～0.005％，进一步优选为0.001～0.0045％。

P：0.02％以下(0％除外)

P起到提高强度的作用，但是造成低温韧性变差。尤其，对于热处理钢，存在晶界偏析导致低温韧性大大降低的问题。因此，优选地，P的含量控制为尽可能低。然而，在炼钢工艺中，过度除去P需要很大成本，因此P的含量限制为0.02％以下。所述P的含量优选为0.015％以下，更优选为0.012％以下。

S：0.003％以下(0％除外)

S是与Mn结合主要在钢板厚度方向中心部分形成MnS夹杂物，是造成低温韧性变差的主要原因。因此，为了确保低温下的应变时效冲击特性，优选在炼钢工艺中尽可能除去S。然而，可能需要过高的成本，因此限制为0.003％以下。所述S的含量优选为0.002％以下，更优选为0.0015％以下。

0：0.003％以下(0％除外)

0是在炼钢工艺中添加Si、Mn、Al等脱氧剂制成氧化夹杂物来除去。当脱氧剂的添加量和夹杂物除去工艺不足时，残留在钢水中的氧化夹杂物的量会增加，同时夹杂物的尺寸也会显著增加。这样未被除去的粗大的氧化夹杂物会在钢材制造工艺的轧制工艺中以断裂的形式或球状形式残留在内部，并成为低温下的断裂萌生点或裂纹扩展路径。因此，为了确保低温下的冲击特性和CTOD(裂纹尖端张开位移)性能，需要尽可能抑制粗大的氧化夹杂物。为此，0的含量限制为0.003％以下。所述0的含量优选为0.0025％以下，更优选为0.0022％以下。

本发明的余量成分是铁(Fe)。然而，常规制造过程中会不可避免地混入来自原料或周围环境的意想不到的杂质，因此无法排除混入杂质。例如，可以含有5ppm以下的硼(B)等。这些杂质是常规制造工艺中的任何技术人员都知道的杂质，因此相关的所有内容本说明书中不再赘述。

另外，对于本发明的合金组分，不仅要求满足上述各元素含量，而且要求Mn、Ni、Cu、Cr和Nb满足下述关系式1-2。

[关系式1]

Mn+0.5x(Ni+Cu)≥2.5wt％

[关系式2]

关系式2：Mo+Cr+1.5xSi+10xNb≤0.5wt％

在所述关系式1和关系式2中，各元素是以重量％表示的值。

所述关系式1的Mn、Ni和Cu是代表性的面心立方体金属，当添加到钢铁材料时，不仅通过固溶强化提高强度，而且即使在低温下也不会显著降低韧性。本发明人考虑到所述元素对钢材强度和韧性的影响程度设计了关系式1，固溶强化效果随着关系式1的值增加而增加，最终钢材和焊接热影响区的强度增加。因此，为了充分获得强度，所述关系式1的值优选控制为2.5以上。

所述关系式2是考虑到促进形成MA相的元素的影响程度而设计的，其中MA相是显著降低钢和焊接热影响区的韧性的代表性组织，MA相的分数随着关系式2的值增加而大大增加，最终钢材的低温冲击特性即延性-脆性转变温度增加。也就是说，随着关系式2的值增加，低温韧性趋于降低。因此，为了充分确保钢材的低温冲击特性，特别是CTOD值，所述关系式2的值优选控制为0.5以下。对于焊接部，特别是用于确保低温CTOD值的重要的位置SC-HAZ(Sub-Critically reheated Heat Affected Zone，亚临界再加热热影响区)，焊接时温度是双相区温度以下，因此具有几乎与基材的显微组织相似的显微组织，所以将所述关系式2的值控制为0.5以下，从而可以充分确保焊接部的低温冲击特性及CTOD值。所述关系式2的值更优选为0.48，进一步优选为0.45以下。

另外，本发明钢材的显微组织包括总计70面积％以上的多边形铁素体和针状铁素体，并且包括3.5面积％以下的MA相(马氏体-奥氏体复合相)。

针状铁素体不仅因细小的晶粒尺寸效果而提高强度，而且是阻碍低温下产生的裂纹扩展的最重要且最基本的显微组织。与针状铁素体相比多边形铁素体粗大，因此对提高强度的贡献相对较低，但是由于具有低位错密度和大角度晶界，在抑制低温下的扩展方面有巨大贡献。

当所述多边形铁素体和针状铁素体的总计小于70面积％时，难以抑制低温下的裂纹的萌生和扩展，并且存在难以确保高强度的问题。因此，多边形铁素体和针状铁素体的总计优选为70面积％以上，更优选为85面积％以上，进一步优选为90面积％以上。

此外，在本发明中，对于所述多边形铁素体和针状铁素体，晶粒之间的晶体取向差被限定为15°以上的大角度晶界的比例在整个晶界中占40％以上，并且每单位面积的大角度晶界的长度优选为300mm/mm²以上。

另外，所述MA相由于硬度高不会变形，因此不仅使MA相周围的软铁素体基体的变形集中，而且超过上限时，与周围的铁素体基体的界面被分离，或者MA相本身断裂成为裂纹萌生起点。因此，将会成为造成钢材的低温断裂特性变差的最重要的原因，所以需要将MA相控制为尽可能低，优选控制为3.5面积％以下。

此时，在本发明中，所述MA相以等效圆直径测定的平均尺寸可为2.5μm以下。这是因为，当MA相的平均尺寸超过2.5μm时，应力会更集中，所以MA相容易断裂成为裂纹萌生的起点。

另外，在本发明中，所述多边形铁素体和针状铁素体可以是未经热轧硬化的。即，所述多边形铁素体和针状铁素体可以是未经热轧延伸的，并且多边形铁素体和针状铁素体可以是热轧后形成的。

对于本发明的钢材的显微组织，除了所述多边形铁素体、针状铁素体和MA相之外，还可以包括贝氏体铁素体、渗碳体等。

贝氏体铁素体是低温下转变的组织，其内部有很多位错，但是与各种铁素体相比，具有相对粗大的特征，并且内部包括MA相，因而强度较高，但是具有对裂纹萌生和扩展较弱的特性，因此需要控制在最小限度。

另外，本发明的钢材可以在11个/cm²以下的范围内包括尺寸为10μm以上的夹杂物。该尺寸是以等效圆直径测定的尺寸。当尺寸为10μm以上的夹杂物超过11个/cm²时，将会导致成为低温下的裂纹萌生点的问题。为了控制所述的粗大的夹杂物，优选在二次精炼工艺的最后步骤加入Ca或Ca合金，然后用Ar气体进行鼓泡和回流处理3分钟以上。

另外，本发明的钢材的屈服强度可为460MPa以上，在-60℃下的冲击能量值可为300J以上，在-20℃下的CTOD值可为0.2mm以上。另外，本发明的钢材的抗拉强度可为570MPa以上。此外，本发明的钢材的DBTT(延性-脆性转变温度)可为-80℃以下。

下面，描述本发明的低温下断裂萌生和扩展抗性优异的高强度钢材的制造方法。

本发明的钢材的制造方法包括以下步骤：准备满足前述的合金组分的钢坯；将钢坯加热至1000℃至1200℃；在650℃以上的温度下对加热后的钢坯进行热精轧；以及对所述热精轧后的热轧钢板以2～30℃/秒的冷却速度冷却至200～550℃的冷却结束温度。

准备钢坯的步骤

准备满足如上所述的合金组分的钢坯。

此时，在本发明中，准备钢坯时优选实施包括以下步骤的工艺：在钢水的二次精炼的最后步骤，将Ca或Ca合金加入钢水中；加入所述Ca或Ca合金后，用Ar气体进行鼓泡和回流处理至少3分钟以上。这是为了控制粗大的夹杂物。

加热钢坯的步骤

将所述钢坯加热至1000～1200℃。

钢坯加热温度低于1000℃时，在连铸期间形成于钢坯中的碳化物等很难再固溶，而且偏析元素的均匀化处理不充分。因此，优选加热到添加的Nb中50％以上可以再固溶的1000℃以上。

相反，当钢板加热温度超过1200℃时，奥氏体的晶粒尺寸会变得过于粗大，通过后续轧制也不会充分细化，可能会造成钢板的抗拉强度、低温韧性等机械性能大大降低。

所述钢坯的加热温度更优选为1000～1160℃，进一步优选为1000～1140℃。

热轧步骤

对所述加热后的板坯，在650℃以上的贝氏体生成起始温度下进行热精轧得到热轧钢板。

当热精轧温度低于650℃时，生成粗大的贝氏体，并在轧制期间加工硬化，从而造成强度过于增加，而低温下的冲击韧性大大降低，因此热轧结束温度优选控制为650℃以上。即，当热轧温度低时，在热轧结束前会生成粗大的先共析铁素体，在后续轧制中延伸而形成加工硬化，而剩余的奥氏体以带状残留，同时转变为MA硬化相密度高的组织，从而造成低温韧性降低。

另外，在本发明中，优选在未再结晶区温度段以30％以上(再结晶区的压下率除外)的总压下率实施，以使奥氏体中积累足够的应变能，使得后续转变时充分生成对低温韧性有利的多边形和针状铁素体，同时确保大角度晶界的比例和密度。

所述压下率优选为40％以上，更优选为45％以上。

冷却步骤

接着，在本发明中，对所述热精轧后的热轧钢板进行冷却。

此时，优选地，将热轧钢板以2～30℃/s的冷却速度冷却至200～550℃的冷却结束温度。当冷却速度低于2℃/s时，由于冷却速度太慢，无法避免粗大的铁素体、珠光体及贝氏体转变区，可能会造成强度和低温韧性变差。当超过30℃/s时，由于形成粒状贝氏体或马氏体，强度会上升，但是低温韧性可能明显变差。

另外，当冷却结束温度超过550℃时，难以生成针状铁素体等显微组织，并且生成粗大的贝氏体或珠光体的可能性大。相反，当低于200℃时，对显微组织并没有不利影响，但是冷却所需的时间过长，因此存在生产率大大降低的问题。

所述冷却结束温度更优选为200～500℃，进一步优选为200～450℃。

另外，在本发明中，根据需要还可以包括回火步骤，所述回火步骤是将冷却的热轧钢板加热至450～650℃后保持(1.3×t+5)分钟至(1.3×t+200)分钟，然后进行冷却(其中，所述t是以mm为单位测定热轧钢板厚度的值)。这是为了在MA或马氏体过量生成时分解MA或马氏体，消除内部的高位错密度，使得固溶的Nb等(即使少量)以碳氮化物析出，从而进一步提高屈服强度或低温韧性。

然而，当加热温度低于450℃时，铁素体基体不能充分软化，并且出现P偏析等引起的脆化现象，反而会造成韧性变差。相反，当加热温度超过650℃时，急速发生晶粒的恢复和生长，并且温度更高时，有一部分逆转变成奥氏体，反而会造成屈服强度大大降低，同时低温韧性也可能变差。

另外，所述保持时间少于(1.3×t+5)分钟时，组织的均匀化不充分，当超过(1.3×t+200)分钟时，存在生产率降低的问题。

实施本发明的方式

下面，通过实施例进一步详细说明本发明。

(实施例)

在下表2所示的条件下对具有下表1所示的组分的板坯进行加热、热轧和冷却，以制造钢材。

观察所述制造的钢材的显微组织，并测定物理性能后示于表3。

另外，对所述制造的钢材进行焊接，然后测定焊接热影响区(SCHAZ)的CTOD值(-20℃)，并示于表3。由于钢材的CTOD值(-20℃)高于焊接热影响区，因此没有另行测定钢材的CTOD值(-20℃)。

此时，对于钢材的显微组织，将制造的钢材的截面研磨成镜面后，根据需要通过Nital或LePera进行蚀刻，并对试样的特定面积用光学或扫描电子显微镜以100～5000倍的倍数测定图像，使用图像分析仪(image analyzer)从测定的图像中测定各相的分数。为了获得统计上有意义的值，对相同试样通过改变位置进行反复测定，并求出平均值。

另外，为了更详细观察所制造的组织特性，对通过Nital蚀刻的试样用扫描电子显微镜进行电子背散射衍射(EBSD，Electron Back Scatter Diffraction)测定，从而定量测定所制造的钢材的晶界特性。

钢材的物理性能是从通过常规拉伸试验获得的工程应变率-工程应力曲线测定后记载的。

焊接热影响区的冲击能量值(-60℃)是通过实施夏比V形缺口(Charpy V-notch)冲击试验来测定的。

对于CTOD值(-20℃)，根据BS 7448标准加工成垂直于轧制方向尺寸为B(厚度)xB(宽度)x5B(长度)的试样，并插入长度为试样宽度约50％的疲劳裂纹，然后在-20℃下进行CTOD试验。其中，B为所制造的钢材的厚度。

对于Kca值，通过ESSO试验方法分别进行3次试验，以获得各试验中测定的裂纹扩展停止温度和K值的图，并从温度为-10度时的K值(Kca：crack arrest K)求出Kca值。另外，CAT(Crack arrest temperature，止裂温度)是从NRL试验测定NDTT(Nil-ductilitytransition temperature，无延性转变温度)，并将其由关系式1的换算式算出的值来求出。其中，B示出钢材的厚度。

【关系式1】

【表1】

*表1中的关系式1为Mn+0.5x(Ni+Cu)，关系式2为Mo+Cr+1.5xSi+10xNb。

【表2】

【表3】

*所述表3中铁素体是指多边形铁素体和针状铁素体之和。

如表1至表3所示，考虑到屈服强度、抗拉强度、冲击能量值、Kca及CAT等，满足本发明中提出的合金组分及制造条件的发明例1至发明例4在低温下具有优异的抗断裂韧性，并且可以看出焊接热影响区的CTOD值也高。尤其，如图1所示，本发明例1中测定的Kca值大大超过要求值8000。如图2所示，还可以看出这种优异的强度和低温韧性特性是从充分形成的细微的多边形和针状铁素体组织获得的。

比较例1是C含量超过本发明范围的情形，所添加的C是促进形成粒状贝氏体和MA的最有效的元素。因此，当过量添加C时，大大降低对韧性有利的铁素体分数，虽然基材中的强度高，但是冲击能量值等的低温韧性较差，尤其造成焊接热影响区的CTOD值大大降低。

比较例2是Mn的添加量超过本发明范围的情形。此时，由于Mn的含量高，在钢材中心部分偏析的可能性大大增加，从而造成钢材厚度方向中心部分的冲击能量大大降低，并且在焊接热影响区也于中心部分的偏析区形成硬度非常高的硬化组织，从而出现过早断裂现象(pop-in)导致CTOD值大大降低。

比较例3是通常为了提高强度及组织细化广泛使用的Nb含量超过本发明范围的情形。通常，添加Nb有利于组织细化，以同时提高强度和韧性。然而，当过量添加时，将会抑制形成对韧性有利的多边形和针状铁素体，并促进形成粒状贝氏体等组织。因此，将会大大降低对抑制裂纹扩展有利的15°以上的大角度晶界的比例和密度，从而造成裂纹扩展相对容易。结果，如表3所示，比较例3中测定的Kca值为5860，明显小于要求值8000。另外，在焊接热影响区中极大地促进形成尤其对低温韧性有不利影响的M-A组织，结果大大降低CTOD。

对于比较例4、5和6，虽然各元素含量范围满足本发明的范围，但是关系式1和关系式2的值超出发明的范围。可以看出，强度较低或者低温韧性大大降低。

具体地，对于比较例4，虽然满足由有利于提高低温韧性的组分构成的关系式1，但是由损害低温韧性的组分构成的关系式2超出本发明的范围。结果，虽然强度足够高，但是基材中的冲击能量值或者焊接热影响区中的CTOD值较差。

另外，对于比较例5，虽然关系式2满足发明的范围，但是关系式1超出本发明的范围，其组分添加量不足以确保钢材的整体强度，从而大大降低了基材的强度。

比较例6是关系式1和关系式2都超出发明范围的情形。即，对低温韧性有利的组分不足，而对低温韧性不利的组分过量，因此所有低温韧性特性值较差。

对于比较例7，虽然钢材的组分满足所有发明的范围，但是钢材的制造工艺中未再结晶区轧制总压下率没有达到发明的范围。也就是说，由于未再结晶区中的压下量不足，钢材的显微组织中起到阻碍裂纹扩展作用的铁素体的分数低，同时大角度晶界的比例和密度会大大降低，因此低温韧性特性值不好。

另外，比较例8也是钢材的组分满足所有发明的范围，但是在钢材的制造工艺中，控制轧制后不进行加速冷却，而是通过风冷进行冷却，因为冷却速度慢充分生成了对低温韧性有利的铁素体，但是粗大化导致强度大大降低。

上面详细描述了本发明的实施例，但是本发明的权利要求范围不限于上述实施例，在不超出权利要求书中记载的技术思想的范围内，所属领域的普通技术人员可以作出各种修改及变更。

Claims

1.一种低温下抗断裂性优异的高强度钢材，以重量％计，所述钢材包括C：0.005～0.07％、Si：0.005～0.3％、Mn：1.7～3.0％、Sol.Al：0.001～0.035％、Nb：0.02％以下且0％除外、V：0.01％以下且0％除外、Ti：0.001～0.02％、Cu：0.01～1.0％、Ni：0.01～2.0％、Cr：0.01～0.5％、Mo：0.001～0.5％、Ca：0.0002～0.005％、N：0.001～0.008％、P：0.02％以下且0％除外、S：0.003％以下且0％除外、0：0.003％以下且0％除外，以及余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且满足下述关系式1和关系式2，

显微组织包括总计70面积％以上的多边形铁素体和针状铁素体，并且包括3.5面积％以下的MA相(马氏体-奥氏体复合相)，

[关系式1]

Mn+0.5x(Ni+Cu)≥2.5wt％

[关系式2]

关系式2：Mo+Cr+1.5 x Si+10 x Nb≤0.5wt％

在所述关系式1和关系式2中，各元素是以重量％表示的值。

2.根据权利要求1所述的低温下抗断裂性优异的高强度钢材，其特征在于，

所述多边形铁素体和针状铁素体是晶粒之间的晶体取向差被限定为15°以上的大角度晶界比例在整个晶界中占40％以上，并且每单位面积的大角度晶界长度为300mm/mm²以上。

3.根据权利要求1所述的低温下抗断裂性优异的高强度钢材，其特征在于，

所述钢材的屈服强度为460MPa以上，-60℃下的冲击能量值为250J以上，ESSO试验中测定的Kca值为8000N/mm^3/2以上，或者从NRL试验中测定的NDTT算出的CAT不到-10℃。

4.根据权利要求1所述的低温下抗断裂性优异的高强度钢材，其特征在于，

所述钢材的抗拉强度为570MPa以上，DBTT(延性-脆性转变温度)为-80℃以下。

5.根据权利要求1所述的低温下抗断裂性优异的高强度钢材，其特征在于，

所述钢材在11个/cm²以下的范围内包括以等效圆直径测定的尺寸为10μm以上的夹杂物。

6.一种低温下抗断裂性优异的高强度钢材的制造方法，其包括以下步骤：

准备钢坯，以重量％计，所述钢坯包括C：0.005～0.07％、Si：0.005～0.3％、Mn：1.7～3.0％、Sol.Al：0.001～0.035％、Nb：0.02％以下且0％除外、V：0.01％以下且0％除外、Ti：0.001～0.02％、Cu：0.01～1.0％、Ni：0.01～2.0％、Cr：0.01～0.5％、Mo：0.001～0.5％、Ca：0.0002～0.005％、N：0.001～0.008％、P：0.02％以下且0％除外、S：0.003％以下且0％除外、0：0.003％以下且0％除外，以及余量的Fe和其他不可避免的杂质，并且满足下述关系式1和关系式2；

将所述钢坯加热至1000℃至1200℃；

在650℃以上的温度范围下对所述加热后的钢坯进行热精轧，以使未再结晶区温度段的总压下率到达30％以上，再结晶区的压下率除外；以及

对所述热精轧后的热轧钢板以2℃～30℃/秒的冷却速度冷却至200℃～550℃的冷却结束温度，

[关系式1]

Mn+0.5x(Ni+Cu)≥2.5wt％

[关系式2]

关系式2：Mo+Cr+1.5 x Si+10 x Nb≤0.5wt％

在所述关系式1和关系式2中，各元素是以重量％表示的值。

7.根据权利要求6所述的低温下抗断裂性优异的高强度钢材的制造方法，其还包括回火步骤，

所述回火步骤是将冷却的热轧钢板加热至450～650℃后保持(1.3×t+5)分钟至(1.3×t+200)分钟，然后进行冷却。

8.根据权利要求6所述的低温下抗断裂性优异的高强度钢材的制造方法，其特征在于：

准备所述钢坯时实施包括以下步骤的工艺：

在二次精炼工艺的最后步骤，将Ca或Ca合金加入钢水中；加入所述Ca或Ca合金后，用Ar气体进行鼓泡和回流处理至少3分钟以上。

9.根据权利要求6所述的低温下抗断裂性优异的高强度钢材的制造方法，其特征在于：

所述冷却后的钢材，其显微组织包括总计70面积％以上的多边形铁素体和针状铁素体，并且包括3.5面积％以下的MA相(马氏体-奥氏体复合相)。

10.根据权利要求9所述的低温下抗断裂性优异的高强度钢材的制造方法，其特征在于：

所述多边形铁素体和针状铁素体是晶粒之间的晶体取向差被限定为15°以上的大角度晶界比例在整个晶界中占40％以上，并且每单位面积的大角度晶界的长度为300mm/mm²以上。