本公开涉及能够适用于0℃至-60℃的环境中的具有优异的低温冲击韧性的厚钢板及其制造方法。
背景技术：
为了确保厚钢板的诸如低温韧性的特性，需要内部均匀化。为此，使用离线热处理设备对通过一般热轧生产的钢材(热轧钢板)进行正火热处理。
然而，在进行如上所述的正火热处理时，由于用于正火性能的钢板的再加热以及制造过程的附加过程，存在成本增加且生产天数增加的缺点。
因此，已经开发了在线正火(被称为“正火轧制”)的材料并商业化，其中轧制在正火温度区域中终止。然而，当与离线热处理材料的情况相比时，难以确保诸如等同水平的特性(例如，冲击韧性等)的品质。
因此，需要即使当使用正火轧制法时也能够提供具有等同于或高于现有的离线热处理材料的特性的厚钢板的技术。
(专利文献1)韩国专利特许公开第2014-0098901号
技术实现要素：
技术问题
本公开的一个方面是提供厚钢板以及提供制造其的方法，所述厚钢板在省略了相关领域中用于确保低温和低温温度环境下的韧性所需的正火处理的同时，具有等同于或高于经受正火处理的现有钢材料的特性。
技术方案
根据本公开的一个方面，以重量％计，具有优异的低温冲击韧性的厚钢板包含0.02％至0.10％的碳(c)、0.6％至1.7％的锰(mn)、0.5％或更少(不包括0％)的硅(si)、0.02％或更少的磷(p)、0.015％或更少的硫(s)、0.005％至0.05％的铌(nb)、0.005％至0.07％的钒(v)以及剩余部分的铁(fe)和其他不可避免的杂质。作为显微组织，以面积分数计，厚钢板具有85％至95％的铁素体和5％至15％的珠光体的混合组织。
根据本公开的另一个方面，制造具有优异的低温冲击韧性的厚钢板的方法包括：在1100℃或更高的温度下对满足上述合金组成的钢板坯进行再加热；在850℃至910℃的温度下对经再加热的钢板坯进行精热轧以生产热轧钢板；以及在精热轧之后，将热轧钢板空气冷却至室温。
有益效果
根据本公开中的一个实施方案，可以提供其中可以稳定地确保0℃至-60℃的冲击韧性的厚钢板。
如上所述，可以提供即使不进行正火热处理也具有高效率的厚钢板，这在经济效果方面是有利的。
具体实施方式
在相关领域中，进行对热轧钢板的单独的正火热处理以确保现有厚钢板的低温冲击韧性等。然而，本公开的发明人进行了深度研究以提供即使不使用这样的热处理设备也具有等同于或大于由现有方法制造的厚钢板的特性的厚钢板。
因此，已经确认由于优化了合金组成和制造条件，即使当省略正火热处理时，也可以生产具有所需特性的厚钢板。
详细地，本公开在技术上的意义在于通过控制轧制温度而不需要单独的正火热处理。
在下文中，将对本公开中的一个实施方案进行详细描述。
根据本公开中的一个实施方案的具有优异的低温冲击韧性的厚钢板以重量％计包含0.02％至0.10％的碳(c)、0.6％至1.7％的锰(mn)、0.5％或更少的硅(si)、0.02％或更少的磷(p)、0.015％或更少的硫(s)、0.005％至0.05％的铌(nb)和0.005％至0.07％的钒(v)。
在下文中，将对如上所述控制本公开中提供的厚钢板的合金组成的原因进行详细描述。在这种情况下，除非另有说明，否则各元素的含量是指重量％。
c：0.02％至0.10％
碳(c)是改善钢的强度的必需元素。然而，如果c的含量过量，则由于高温强度而使轧制期间的轧制负荷增加，并且引起在-20℃或更低的低温温度下韧性的不稳定。
另一方面，如果c的含量少于0.02％，则难以确保本公开中所需的强度，并且为了将含量控制为少于0.02％，还需要脱碳过程，这可能引起成本的增加。另一方面，如果其含量超过0.10％，则可能使轧制负荷增加，并且可能难以确保低温韧性。
因此，根据本公开中的一个实施方案，可以将c的含量控制在0.02％至0.10％的范围内。更详细地，可以将c的含量控制在0.05％至0.10％以内。
mn：0.6％至1.7％
锰(mn)是用于确保钢的冲击韧性和控制杂质元素例如s等的必需元素，但是当mn与c一起过量添加时，存在焊接性可能降低的可能性。
根据本公开中的一个实施方案，如上所述，通过控制c的含量可以有效地确保钢的韧性，并且为了获得高强度，在不添加c的情况下可以用mn来改善强度，并因此，可以保持冲击韧性。
为了获得上述效果，mn可以以0.6％或更多的量包含在内。然而，如果含量太高并且超过1.7％，则根据碳当量的过量，焊接性降低，并且厚钢板的局部韧性可能降低，并且可能由于铸造期间的偏析而出现裂纹。
因此，根据本公开中的一个实施方案，可以将mn的含量控制在0.6％至1.7％的范围内。
si：0.5％或更少(排除0％)
硅(si)是用于使钢脱氧的主要元素，并且是有利于通过固溶强化来确保钢的强度的元素。
然而，如果si的含量超过0.5％，则可能存在其中轧制期间的载荷增加，并且基材(厚钢板本身)的韧性和焊接时获得的焊接部分劣化的问题。
因此，根据本公开中的一个实施方案，将si的含量控制为0.5％或更少同时不包括0％。
p：0.02％或更少
磷(p)是在钢的生产期间不可避免地包含在内的元素，并且是易于偏析且容易形成低温转变显微组织并因此对韧性劣化具有大的影响的元素。
因此，可以将p的含量控制得尽可能低。根据本公开中的一个实施方案，可以将p的含量控制为0.02％或更少，因为即使当p以最多0.02％的量包含在内时，在确保特性方面也没有大的困难。
s：0.015％或更少
硫(s)是在钢的生产期间不可避免地包含在内的元素。当s的含量过量时，存在使非金属夹杂物增加和使韧性劣化的问题。
因此，可以将s的含量控制得尽可能低。根据本公开中的一个实施方案，可以将s的含量控制为0.015％或更少，因为即使当s以0.015％的最大量包含在内时，在确保特性方面也没有大的困难。
nb：0.005％至0.05％
铌(nb)是有利于形成细的显微组织的元素，并且有利于确保强度和确保冲击韧性。详细地，根据本公开中的一个实施方案，需要添加nb以在正火轧制期间稳定地获得显微组织的均匀化和细的显微组织。
nb的含量通过用于轧制的板坯的再加热过程中的温度和时间而溶解的nb的量来确定，但是其含量超过0.05％不是优选的，因为该含量超过熔融范围。另一方面，如果nb的含量少于0.005％，则析出量不足并且可能无法充分获得上述效果，这不是优选的。
因此，根据本公开中的一个实施方案，可以将nb的含量控制在0.005％至0.05％的范围内。
v：0.005％至0.07％
钒(v)是有利于确保钢的强度的元素。详细地，根据本公开中的一个实施方案，由于限制c的含量以确保钢的冲击韧性，并且限制mn的含量以控制偏析的影响，因此可以通过添加v来确保由c和mn的限制引起的钢的强度不足。此外，v的上述效果在低温区域中表现出来，因此，存在降低轧制负荷的效果。
另一方面，如果v的含量大于0.07％，则可能由于析出物而影响脆性。如果v的含量低于0.005％，则析出量可能不足并且可能无法充分获得上述效果。
因此，根据本公开中的一个实施方案，可以将v的含量控制在0.005％至0.07％以内。
另一方面，根据本公开中的一个实施方案，为了进一步改善满足上述合金组成的厚钢板的特性，还可以分别以0.5％或更少的量包含镍(ni)和铬(cr)中的一者或更多者，并且还可以以0.005％至0.035％的量包含ti。
可以添加镍(ni)和铬(cr)以确保钢的强度，并且考虑到必需元素和碳当量的限制，可以以0.5％或更少的量添加。
钛(ti)与氮结合以形成析出物，从而控制过量形成nb和v的析出物，并且详细地，抑制在连铸板坯的生产期间可能出现的表面品质的劣化。
为了获得上述效果，可以以0.005％或更多的量添加ti，但是如果其含量过度地大于0.035％，则在晶界上过度地形成析出物，这可能使钢的特性劣化。
本公开的实施方案中的剩余部分元素为铁(fe)。另一方面，在普通的制造过程中，可能不可避免地从原材料或周围环境并入不想要的杂质，这无法排除。这些杂质对于制造领域的任何技术人员来说是已知的，因此没有在本说明书中具体提及。
满足上述合金组成的根据本公开中的一个实施方案的厚钢板可以包含铁素体和珠光体的混合组织作为其显微组织。
更详细地，根据一个实施方案，以面积分数计，85％至95％的铁素体和5％至15％的珠光体被包含在内，从而获得所需的强度和冲击韧性。
如果铁素体的分数过量，并因此珠光体的分数相对低，则难以稳定地确保钢的强度。另一方面，如果珠光体的分数过量，则钢的强度和韧性可能降低。
如上所述，根据本公开中的一个实施方案，在铁素体和珠光体的混合组织中，铁素体的晶粒尺寸可以为7.5或更大的astm晶粒尺寸数。
如果铁素体的晶粒尺寸小于7.5的astm晶粒尺寸数，则可能混合有粗晶粒，并且可能无法确保目标水平的均匀韧性。
如上所述，满足合金组成和显微组织二者的根据本公开中的一个实施方案的厚钢板在-60℃下的冲击韧性为300j或更高，这可以确保优异的低温冲击韧性。此外，可以确保所需的强度。
根据一个实施方案的钢板的厚度可以为5mmt以上，更详细地，5mmt至100mmt。
在下文中，将对根据本公开中的另一个实施方案的制造具有优异低温韧性的厚钢板的方法进行详细描述。
简单地说，根据一个实施方案所需的厚钢板可以通过[钢板坯再加热-热轧-冷却]的过程来生产，并且以下将详细描述用于各个步骤的条件。
[再加热]
首先，可以制备满足上述合金组成的钢板坯，然后使其在1100℃或更高的温度下经受再加热。
进行再加热过程以通过利用铸造期间形成的铌(nb)化合物来获得细的显微组织。再加热过程可以在1100℃或更高的温度下进行以在再溶解之后将nb细分散并析出。
如果再加热时的温度低于1100℃，则可能无法适当地发生溶解，并且可能无法诱导细的晶粒，并且可能无法确保最终钢的强度。此外，可能难以通过析出物来控制晶粒，并且可能无法获得目标特性。
[热轧]
可以根据上述方法对经再加热的钢板坯进行热轧以生产热轧钢板。
在这种情况下，精热轧可以在850℃至910℃的温度范围内进行。
在本公开的一个实施方案中，在精热轧期间，将温度限于普通的正火热处理区域，以在不进行单独的正火热处理的情况下提供具有等同于或高于现有正火材料的特性的厚钢板。
如果在精热轧期间温度低于850℃，则由于轧制在奥氏体重结晶温度或更低的温度区域内进行，因此在轧制期间可能无法获得正火效果。另一方面，如果温度超过910℃，则晶粒生长并且可能无法获得稳定的正火。
[冷却]
可以将如上所述生产的热轧钢板冷却至室温以制备最终的厚钢板。在这种情况下，作为冷却，可以进行空气冷却。
根据本公开中的一个实施方案，由于在热轧钢板的冷却中进行空气冷却，因此不需要单独的冷却设备，这在经济上是有利的。此外，即使当进行空气冷却时，也可以获得全部所需的特性。
在下文中，将通过实施例的方式对本公开中的实施方案进行更详细地描述。然而，应注意，以下实施例旨在更详细地说明本发明，并不旨在限制本公开的范围。本公开的范围由权利要求中阐述的内容和由其合理推断的内容来确定。
发明实施方式
(实施例)
将具有下表1中所示的合金组成的板坯在1100℃或更高的温度下再加热，然后使其在表2中所示的条件下经受精热轧和冷却以制备最终的钢板。
在这种情况下，对于发明钢1制备厚度为20mmt的厚钢板和厚度为30mmt的厚钢板，而对于比较钢1和2分别制备厚度为30mmt的厚钢板。
随后，用显微镜在1/4t厚度(其中t为厚度(mmt))点处对各厚钢板的显微组织进行观察，并通过夏氏(charpy)v形缺口冲击试验测量每个温度的冲击特性。相应的结果在下表2中示出。
[表1]
[表2]
[表3]
(在表3中，排除f分数的剩余部分为p，其中f意指铁素体，p意指珠光体。)
如表1至3中所示，可以确认在具有相同厚度(30mmt)并且包含不少于0.15％的c的比较钢1和2中，冲击转变分别发生在-40℃和-30℃区域附近。另一方面，在发明钢1的情况下，可以确认直至-60℃也没有发生冲击转变。
另一方面，为了确认由正火热处理引起的特性的变化，在880℃下，对发明钢1(厚度20mmt、30mmt)和比较钢2(30mmt)进行1小时每英寸厚度的正常的正火热处理，并且在热处理之前和之后对抗拉特性和冲击韧性(-20℃)进行测量。测量铁素体晶粒尺寸，并且结果在下表4中示出。
在这种情况下，使用总厚度为l0＝5.65√s0(其中l0为原始标距长度，s0为原始截面积)的比例片进行拉伸试验。
[表4]
如表4中所示，可以确认无论厚度如何，在正火热处理之前和之后发明钢1的特性都没有差异。
另一方面，在比较钢2的情况下，正火热处理之后的冲击韧性得到改善，但是即使在其中厚度为30mmt的情况下，抗拉强度和屈服强度也降低了约40mpa，并且可以确认根本不满足本公开的实施方案中所需的水平。
然后，在发明钢1(30mmt)的情况下，对在再加热板坯时提取温度(extractiontemperature)对强度的影响进行检测。详细地，将板坯再加热以满足表5中所示的相应提取温度，接着在880℃下进行精热轧，接着通过空气冷却至室温以制备相应的厚钢板。
然后，对上述相应钢板的抗拉特性进行评估。
[表5]
如表5中所示，可以看出随着提取温度降低，强度降低。详细地，与其中提取温度为1190℃的情况相比，在其中提取温度为1090℃的情况下，强度降低约30mpa。
随着提取温度降低，影响显微组织细化等的nb再固溶效应减小，这引起在类似的轧制条件下强度和屈服比的降低。
因此，再加热中的提取温度可以为1100℃或更高。