本发明涉及一种可用于超高层大楼的建筑结构用钢材，更详细地，涉及一种平整度优异，且具有高强度及低屈服比的建筑结构用钢材及其制造方法。
背景技术：
近来，随着建筑结构物的超高层化，建筑结构用钢材与现有的相比，要求更高的强度，并且，为了能够有优异的耐震性，依然要求低屈服比。并且，随着结构物的大型化，基于工程费用的节省等理由，需要以相比之前钢材减少钢材总需要量的宽幅、超长的钢材来代替高性能的钢材。
在建设现场中，与钢材的物理性质、焊接性一起，被认为最重要的是钢材的平整度。与造船用钢材相同，为了用于实际结构物中，建设用钢材几乎大部分都要进行焊接过程后，以柱子的梁或方管的形态被使用。
这时，钢材如果在长度或者宽度方向上不平整，则不仅无法实现板与板之间的焊接，而且在实际使用时，如果应力集中，焊接部因相对脆弱而导致该部分破断的机率很大。因此，对于用在固定式结构物中的建设用钢材，在作业说明书中明示了其基准，并且，对此管理非常严格。
一般情况下，确保钢材平整度的技术主要有烧制加工后通过附加额外热处理工艺来使材料软质化，然后通过强力冲压等进行压缩以消除弯曲等方法。但是，在热处理时，需要能对整个钢材均匀地进行热处理的炉(furnace)一样的大型装置，具有额外的制造费用及工期延迟等问题。
技术实现要素：
(一)要解决的技术问题
本发明的优选一方面，提供一种拥有高强度和低屈服比，且在板的宽度及长度方向上平整度优异的建筑结构用钢材及其制造方法。
本发明的优选另一方面，提供一种焊接热影响部的韧性优异，具有高强度和低屈服比，且在板的宽度和长度方向上平整度优异的建筑结构用钢材及其制造方法。
(二)技术方案
本发明的优选一方面，提供一种平整度优异的建筑结构用钢材，以重量％计，包含：c：0.02～0.08％、si：0.01～0.6％、mn：1.5～3.0％、p：0.02％(除0以外)以下、s：0.01％(除0以外)以下、al：0.005～0.5％、nb：0.005～0.1％、b：5～40ppm、ti：0.005～0.1％、n：15～150ppm、cr：0.1～1.0％、ni：0.01～2.0％、余量fe及不可避免的杂质；
以面积％计，微细组织包含60～90％的贝氏体铁素体及10～40％的粒状贝氏体；
表面最高波高为20mm以下；
厚度为10～30mm。
以面积％计，所述微细组织可以包含5％以下的岛状马氏体(m.a)。
所述钢材中，由下面关系式1定义的碳当量(ceq.)值可为0.60以下，由下面关系式2定义的焊接裂纹敏感性指数(pcm.)值可为0.30以下。
[关系式1]
碳当量(ceq.)＝c+mn/6+(cr+mo+v)/5+(cu+ni)/15
其中，c、mn、cr、mo、v、cu、ni表示用重量％表示的各元素的含量的值。
[关系式2]
焊接裂纹敏感性指数(pcm.)＝c+(mn+cr+cu)/20+si/30+ni/60+ti/10+mo/15+5b
其中，c、mn、cr、cu、si、ni、ti、mo、b表示用重量％表示的各元素的含量的值。
所述钢材还可以包含选自由mo：0.1～1.0％、cu：0.01～1.0％及v：0.005～0.3％组成的小组中的一种或两种以上。
本发明的优选另一方面，提供一种平整度优异的建筑结构用钢材的制造方法，其包括以下步骤：
在1100～1200℃的温度下，对钢坯进行再加热，以重量％计，所述钢坯包含：c：0.02～0.08％、si：0.01～0.6％、mn：1.5～3.0％、p：0.02％(除0以外)以下、s：0.01％(除0以外)以下、al：0.005～0.5％、nb：0.005～0.1％、b：5～40ppm、ti：0.005～0.1％、n：15～150ppm、cr：0.1～1.0％、ni：0.01～2.0％、余量fe及不可避免的杂质；在900～1100℃的温度下，对再加热的所述钢坯进行粗轧而获得棒材(bar)；
对所述棒材进行热轧，获得厚度为10～30mm的热轧钢板；
以35℃/s以上的冷却速度，将所述热轧钢板冷却至bs温度(贝氏体相变开始温度)以下的冷却终止温度。
所述钢坯中，由下面关系式1定义的碳当量(ceq.)值可为0.60以下，由下面关系式2定义的焊接裂纹敏感性指数(pcm.)值可为0.30以下。
[关系式1]
碳当量(ceq.)＝c+mn/6+(cr+mo+v)/5+(cu+ni)/15
其中，c、mn、cr、mo、v、cu、ni表示用重量％表示的各元素的含量的值。
[关系式2]
焊接裂纹敏感性指数(pcm.)＝c+(mn+cr+cu)/20+si/30+ni/60+ti/10+mo/15+5b
其中，c、mn、cr、cu、si、ni、ti、mo、b表示用重量％表示的各元素的含量的值。
所述钢坯还可以包含选自由mo：0.1～1.0％、cu：0.01～1.0％及v：0.005～0.3％组成的小组中的一种或两种以上。
对所述热轧钢板进行冷却时，其冷却开始温度可优选为700～850℃。
所述冷却速度可优选为40～55℃/s。
所述冷却终止温度可优选为400℃～600℃，更优选的冷却终止温度为450℃～550℃。
(三)有益效果
根据本发明的优选一方面，可以提供一种具有高强度和低屈服比，且在板的宽度及长度方向上平整度优异的建筑结构用钢材。
根据本发明的优选另一方面，可以提供一种焊接热影响部的韧性优异，具有高强度和低屈服比，且在板的宽度和长度方向上平整度优异的建筑结构用钢材。
附图说明
图1是用于定义钢板表面的最高波高(位相差)的模式图。
具体实施方式
本发明人为了获得拥有高强度和低屈服比，并在板的宽度及长度方向上平整度优异且厚度为10～30mm的钢材，进行了研究和实验，并根据其结果提出了本发明。
本发明通过控制钢材的钢的组成、组织及制造条件来提供具有高强度和低屈服比，并在板的宽度及长度方向上平整度优异且厚度为10～30mm的钢材。
本发明的主要概念如下。
1.对钢的组成进行优化，以便在目标冷却条件下对热轧钢板进行冷却，从而获得最终目标组织。
通过控制钢的组成来获得最终目标组织的同时，最小化热轧钢板冷却时发生的热应力，由此可以确保高强度及低屈服比并提高钢板的平整度。
2.尤其，对微细组织进行控制，以便确保高强度及低屈服比。
通过控制微细组织，可以确保高强度及低屈服比。
3.对冷却条件进行控制，以便在最小化热轧钢板冷却时发生的热应力的同时，获得目标微细组织。
4.优选地，为了提高焊接热影响部的韧性，可以控制碳当量(ceq.)及焊接裂纹敏感性指数(pcm.)。
5.优选地，为了提高低温韧性，可以抑制岛状马氏体(m.a)的生成。
以下，对本发明优选一方面的平整度优异的建筑结构用钢材进行详细的说明。
本发明优选一方面的平整度优异的建筑结构用钢材，以重量％计，包含：c：0.02～0.08％、si：0.01～0.6％、mn：1.5～3.0％、p：0.02％(除0以外)以下、s：0.01％(除0以外)以下、al：0.005～0.5％、nb：0.005～0.1％、b：5～40ppm、ti：0.005～0.1％、n：15～150ppm、cr：0.1～1.0％、ni：0.01～2.0％、余量fe及不可避免的杂质。
下面，说明限定所述钢材的成分及成分范围的理由。
c：0.02～0.08重量％(以下简称为“％”)
c为形成软质状铁素体和贝氏体，并提高强度的成分。
当所述c的含量小于0.02％时，会导致强度明显降低，当超过0.08％时，容易生成m-a组织，导致材料的冲击韧性变差，而且如果用作焊接用钢结构物的板材，可能会降低焊接性。
因此，将所述c的含量优选限定为0.02～0.08％，更优选的c含量为0.04～0.06％。
si：0.01～0.6％
si为起到脱氧剂及提高强度的作用的成分。
当所述si的含量小于0.01％时，会导致脱氧效果及提高强度效果不充分，当超过0.6％时，会降低低温韧性的同时也会恶化焊接性。
因此，所述si的含量优选限定为0.01～0.6％，更优选的si含量为0.1～0.4％。
mn：1.5～3.0％
mn为通过固溶强化来提高强度的有用成分。
当所述mn的含量小于1.5％时，通过固溶强化提高强度的效果不充分，当超过3.0％时，由于淬透性过度增加，会导致焊接部的韧性大幅降低。
因此，将所述mn的含量优选限定为1.5～3.0％。
更优选地，mn含量为2.0～3.0％，再优选地，mn含量为2.2～2.7％。
p：0.02％以下(除0以外)
虽然p为提高强度及有利于耐蚀性元素，但其为不利于冲击韧性的成分，应将其含量控制在尽可能低的程度，因此，将所述p含量的上限优选为0.02％，更优选的p含量为0.012％以下。
s：0.01％以下(除0以外)
s为在钢板的厚度中心部形成mns等物质来大幅降低冲击韧性的元素，应将其含量控制在尽可能低的程度，因此，所述s含量的上限优选为0.01％，更优选的s的含量为0.005％以下。
al：0.005～0.5％
al在起到脱氧剂作用的同时，在高温下有粒子细化的作用。
当所述al含量小于0.005％时，无法充分获得脱氧效果，当超过0.5％时，在连铸过程中会导致喷嘴堵塞。
因此，所述al的含量优选限定为0.005～0.5％。
nb：0.005～0.1％
nb起到通过组织的粒子细化来提高韧性的作用的同时，以nbc或nbcn的形式析出，从而大幅提高母材及焊接部的强度。
另外，在粗轧后冷却时，以低冷却速度也能够形成贝氏体。
为了获得所述效果，nb的含量优选为0.005％以上，当超过0.1％时，有可能在钢材的棱角产生脆性裂纹，大幅提高制造单价，因此不优选。
因此，所述nb的含量优选限定为0.005～0.1％。
b：5～40ppm
b为提高淬透性的成分，在粗轧后进行冷却的过程中，在低的冷却速度下也能够形成贝氏体。
当b的含量小于5ppm时，很难确保充分的淬透性，当超过40ppm时，反而会降低淬透性，也会降低低温韧性，因此优选添加5～40ppm。更优选的b含量为10～25ppm。
ti：0.005～0.1％
ti在钢坯的再加热过程中，可通过抑制粒子生长而大幅提高低温韧性，为此，其最小含量应为0.005％以上。但是，当ti含量超过0.1％而过多时，会因连铸喷嘴的堵塞或中心部生成结晶而降低低温韧性。
因此，ti的含量优选限定为0.005～0.1％。
n：15～150ppm
n在增加强度的同时会降低韧性，因此有必要将其含量限制在150ppm以下。但是，将n含量控制在小于15ppm时，会带来制钢负荷，因此所述n含量的下限优选为15ppm。
cr：0.1～1.0％
cr为通过增加淬透性来增加强度的成分，为了获得这种效果，其含量优选为0.1％以上。
但是，当cr含量超过1.0％时，会大幅降低焊接性，因此，将其上限优选限定为1.0％。
ni：0.01～2.0％
ni为可同时提高母材的强度与韧性的元素，为起到这种效果，应含有0.01％以上的ni。但是，ni为高价元素，当含有2.0％以上的ni时，经济性明显下降，焊接性也会下降，因此其上限优选为2.0％。
在本发明中，可以根据需要进一步包含下述合金元素中的一种或两种以上。
mo：0.1～1.0％
mo具有少量添加mo也会大幅提高淬透性以抑制生成铁素体的效果，可以大幅增加强度，因此其含量优选为0.1％以上。但是，mo含量超过1.0％时，会过度增加焊接部的硬度，阻碍韧性，因此优选限定为1.0％以下。
cu：0.01～1.0％
cu为最小化钢材的韧性下降的同时，可以提高强度的元素，因此cu含量优选为0.01％以上。但是，cu也是高价元素，当cu含量过多时，经济性明显下降，且降低产品表面质量，因此，其含量优选限定为1.0％以下。
v：0.005～0.3％
v与其他微合金相比，其固溶温度低，具有析出到焊接热影响部来防止强度降低的效果，因此其含量优选为0.005％以上。但是v也是高价元素，当含有0.3％以上时，降低经济性，且大幅降低韧性，因此v含量优选限定为0.005～0.3％。
除所述成分以外，其余为fe及不可避免的杂质。
所述钢材中，由下面关系式1定义的碳当量(ceq.)值可为0.60以下，由下面关系式2定义的焊接裂纹敏感性指数(pcm.)值可为0.30以下。
[关系式1]
碳当量(ceq.)＝c+mn/6+(cr+mo+v)/5+(cu+ni)/15
其中，c、mn、cr、mo、v、cu、ni表示用重量％表示各元素的含量的值。
[关系式2]
焊接裂纹敏感性指数(pcm.)＝c+(mn+cr+cu)/20+si/30+ni/60+ti/10+mo/15+5b
其中，c、mn、cr、cu、si、ni、ti、mo、b表示用重量％表示各元素的含量的值。
建筑结构用材料在特性上，焊接是必须的，因此在开发钢材时，应考虑碳当量与焊接裂纹敏感性指数。碳当量与焊接裂纹敏感性指数越大，不仅焊接难度越大，且在焊接部的冲击韧性特性也会变差。所述碳当量(ceq.)与焊接裂纹敏感性指数(pcm.)随着碳以外的mn、mo、cr等合金成分含量的增加而增大。为了拥有高强度、低屈服比，且确保优异的焊接特性，优选地，碳当量(ceq.)值为0.6以下、焊接裂纹敏感性指数(pcm.)值为0.3以下，更优选地，碳当量(ceq.)为0.50～0.55，焊接裂纹敏感性指数(pcm.)为0.20～0.22。
优选地，本发明的钢材的微细组织以面积％计，包含60～90％的贝氏体铁素体及10～40％的粒状贝氏体。
所述贝氏体铁素体作为起到保证强度及冲击韧性作用的相(phase)，以面积％计，当小于60％时，会导致冲击韧性变差；以面积％计，当超过90％时，会导致超过屈服比。
所述贝氏体铁素体的粒子长宽比(grainaspectratio)优选为0.3～0.4。
当所述贝氏体铁素体的粒子长宽比小于0.3时，会出现超过屈服比的问题；超过0.4时，会导致冲击韧性变差。
所述粒状贝氏体作为起到确保强度的同时满足低屈服比作用的相(phase)，以面积％计，当小于10％时，会出现超过屈服比的问题；以面积％计，当超过40％时，会导致冲击韧性变差。
所述粒状贝氏体的大小优选为30～60μm。
当所述粒状贝氏体的大小小于30μm时，会出现超过屈服比的问题；超过60μm时，会导致抗张强度无法达到800mpa或冲击韧性变差。
所述微细组织不包含岛状马氏体(m.a)或者以面积％计包含5％以下的岛状马氏体。由于不包含岛状马氏体(m.a)或以面积％计包含5％以下的岛状马氏体，因此低温韧性会提高。
例如，如图1所定义的所述钢材的表面最高波高(位相差)为20mm以下。
更优选地，所述钢材的表面最高波高(位相差)为15mm以下。
所述钢材的厚度为10～30mm，优选为15～30mm，更优选为20～25mm。
例如，所述钢材可以具有800mpa以上的抗张强度、0.85以下的屈服比，且在-40℃的低温下也具有100j以上的冲击吸收能量，且可以满足ksd3500规格的平整度基准容差。
下面将对本发明的另一优选方面的平整度优异的建筑结构用钢材的制造方法进行详细说明。
首先，在1100～1200℃的温度下，对满足所述组成的钢坯进行再加热。
在900～1100℃的温度下，对所述再加热的钢坯进行粗轧而获得棒材(bar)。
当所述粗轧温度低于900℃时，在没有发生再结晶的状态下奥氏体变形，会导致粒子粗化，当超过1100℃时，发生再结晶的同时粒子生长，也会导致奥氏体粒子的粗化。
对所述棒材进行热轧，获得厚度为30mm以下的热轧钢板。
所述热轧钢板的厚度可为10～30mm，优选为15～30mm，更优选为20～25mm。
进行所述热轧时，精轧温度优选为700～950℃。
当所述精轧温度低于700℃时，由于板材的温度低，对轧机产生负荷，导致无法轧制成最终厚度，当所述精轧温度超过950℃时，轧制过程中有可能出现再结晶。
所述精轧时的压下率优选设为50～80％。
当所述精轧压下率小于50％时，由于轧制过程中作用于原材料的荷重增加，因此存在发生设备故障的危险，当所述精轧压下率超过80％时，因轧道次数的增加，导致达到终轧温度时无法确保最终厚度。
以35℃/s以上的冷却速度，将所述热轧钢板冷却至低于bs温度以下的冷却终止温度来制造钢材。
在本发明中重要的是，根据本发明指定钢的成分及成分范围(钢组成)的同时，在对这种具有指定的钢组成的钢材以如下的冷却条件进行冷却，所述冷却条件是指，能够最小化冷却时产生的热应力的同时确保目标微细组织及其分率。
即，如上所述，如果本发明中指定钢材的组成，则钢材的连续冷却曲线也会被指定，基于这种被指定的连续冷却曲线，控制冷却速度及冷却终止温度来确保目标微细组织，即，确保包含面积％为60～90％的贝氏体铁素体及10～40％的粒状贝氏体的微细组织。
在本发明中，除确保目标微细组织外，还需确保优异的平整度，在确保优异平整度的角度来讲，在热精轧后越缩短热轧钢板的冷却时间越有利。
随着冷却时间变长，热轧钢板的长度方向上的温度不均衡加剧，由此发生的热应力也会变大，因此会导致钢板形态扭曲等钢板变形。如果发生这种钢板变形，则难以确保优异的平整度。
因此，对于本发明中的厚度为10～30mm的钢材，其为了确保包含面积％为60～90％的贝氏体铁素体及10～40％的粒状贝氏体的微细组织的同时，确保20mm以下的表面最高波高，优选确保15mm以下的表面最高波高，在指定钢的成分及成分范围的同时，将热精轧后热轧钢板的冷却速度及冷却终止温度分别控制在35℃/s以上及bs温度以下。
当所述热轧钢板的冷却速度小于35℃/s时，由于冷却时间变长，会引起热轧钢板的长度方向上的温度不均衡，因这种温度不均衡而产生热应力，由此会带来钢板形状扭曲等钢板变形，导致无法确保优异的平整度。
并且，当所述热轧钢板的冷却速度小于35℃/s时，可能会形成大量的岛状马氏体(m.a)。
如此，考虑到确保优异的平整度及抑制岛状马氏体(m.a)的形成等问题，优选将所述热轧钢板的冷却速度控制在35℃/s。
另外，所述热轧钢板的冷却速度越快，越有利于确保优异平整度及抑制岛状马氏体(m.a)的形成，只要能确保目标微细组织及其分率，不会特别限定所述热轧钢板的冷却速度的上限。
更优选地，热轧钢板的冷却速度为35～65℃/s，再优选地，热轧钢板的冷却速度为40～55℃/s。
热精轧后，冷却热轧钢板时，如果冷却终止温度过高，作为本发明的主要组织的贝氏体铁素体无法开始相变，且软质状的铁素体发展为主要组织，因此优选将冷却终止温度的上限控制为bs温度。
所述冷却终止温度过低时，存在因马氏体组织的发展而出现超强度的忧虑。马氏体组织发展为主要组织时，虽然可以充分确保强度，但是冲击韧性会明显变差，因此难以用作结构用材料。
更优选地，热轧钢板的冷却终止温度为400℃～600℃，再优选地，热轧钢板的冷却终止温度为450℃～550℃。
在对所述热轧钢板进行冷却时，其冷却开始温度可以优选为700～850℃。
所述冷却可通过将数吨的水进行加压并洒在热轧钢板上的方式实现。以这种方式进行冷却时，无需额外费用及时间也可以获得本发明中需要的钢材的物理性质。
以下，将对本发明的实施例进行详细的说明。下述实施例仅用于示出本发明的优选实施方式，本发明并不限定于下述实施例。
实施例
在1150℃的温度下，对具有下表1组成的厚度为300mm的钢坯进行再加热后，在1050℃下进行粗轧并获得厚度为100mm的棒材(bar)，然后在900℃的温度下对所述棒材上进行热精轧，获得厚度为25mm的热轧钢板。之后，在790℃的温度下开始冷却所述热轧钢板，并以下表2中的冷却速度及冷却终止温度条件进行冷却，由此制造了钢材。
测量所述钢材的微细组织、抗张强度、屈服比、沙尔皮冲击吸收能量(cvn@-40℃)及平整度，并将其结果记录在下表2中。
下表2中的平整度是以ksd3500规格标准来进行评价的，平整度标准为15mm以下时，评价为“优异”，超过15mm并为20mm以下时，评价为“良好”，超过20mm时，评价为“不良”。
其中，平整度“优异”是指，无需后期矫正工艺即可使用，“良好”是指可以进一步附加后续矫正工艺后使用。作为矫正工艺可以采用按压矫正工艺等。
表1
表2
在所述表2中，bf表示贝氏体铁素体、gb表示粒状贝氏体、ma表示岛状马氏体、f表示铁素体、b表示贝氏体、m表示马氏体、bs表示贝氏体相变开始温度。
如所述表2所示，适用符合本发明的钢材的组成及制造条件制造的钢材不仅具有高强度、高韧性【沙尔皮冲击吸收能量(cvn@-40℃)】、低屈服比等特性，同时还满足ksd3500规格内的平整度容差。
以上对本发明的特定的实施例进行了图示并说明，但本发明并不限定于所述实施例，本发明所属技术领域的普通技术人员，可以在不脱离下述权利要求书中记载的本发明的技术思想的主旨的范围内，可以进行多种变更。