在低温下具有增强的脆性裂纹扩展抗力和断裂萌生抗力的高强度钢材及其制造方法与流程

本公开涉及可以适当地应用于造船海上结构用钢的在低温下具有优异的断裂萌生抗力和断裂扩展阻力的高强度钢及其制造方法。

背景技术：

由于能源的枯竭，资源的开采已经逐渐移至深海地区或极冷地区，并且相应地，采矿和储存设施的尺寸增加并且结构更复杂。因此，这些领域中的钢的厚度增加，并且钢被设计成具有高强度。

随着钢的厚度增加并且已经开发出高强度钢，合金元素的添加量增加。大量的合金元素会在焊接制造工艺期间引起韧性劣化的问题。

焊接热影响区的韧性会劣化的原因如下。

在焊接期间，在暴露于1200℃或更高的高温的热影响区中，显微组织可能由于高温而变粗，并且由于高冷却速率，硬低温组织可能增加，使得在低温下韧性可能会劣化。另外，热影响区可能由于许多焊接道次而经历各种温度变化的历史，并且特别地，在最终道次经过奥氏体-铁素体两相温度区域的区域中，在温度升高时可以逆转变并形成奥氏体，并且可能发生奥氏体周围的c结合且变厚的现象。在随后的冷却处理期间，部分区域可以因增大的淬透性而转变为具有高硬度的马氏体，或者可以保留为奥氏体，这可以被称为ma相(马氏体-奥氏体多相)或马氏体-奥氏体组分。具有高硬度的ma相可以是尖锐的，使得应力集中可能增加，并且ma相周围的软铁素体基体的变形由于高硬度而被集中，使得ma相可以作为断裂的起始点。因此，为了增加低温下的断裂萌生抗力和断裂扩展阻力，可能需要使ma在焊接热影响区中的形成显著减少。此外，当使用环境温度降低(如在极地地区中)时，可能更容易发生断裂萌生和扩展。因此，可能需要防止ma相。

为了解决上述问题，已经开发了下述方法：①在钢材中形成细夹杂物以在焊接热影响区在高温下变粗之后于冷却处理期间通过夹杂物形成微小的针状铁素体并且同时防止ma相的方法(通常被称为氧化物冶金)；②减少c、si、mn、mo、sol.al(可溶铝)和nb的含量的方法，这些元素可以通过提高在针对两相区域的加热处理期间形成的奥氏体的稳定性而引起ma相的形成；③使ni的含量大幅增加的方法，ni是可以提高针状铁素体和各种类型的贝氏体中的铁素体基体的低温韧性的元素；④通过在焊接之后以200℃至650℃对热焊接热影响区进行再加热来分解所形成的ma相以降低硬度的方法；以及其他方法。

然而，由于结构已被设计成具有较大尺寸并且使用环境已经变为极地环境，因而可能存在通过应用上述常规方法可能难以充分确保低温下的断裂萌生抗力和断裂扩展阻力的问题。

因此，需要开发在低温下具有改善的断裂萌生抗力和断裂扩展阻力的高强度钢及其制造方法。

(现有技术)

(参考文献1)韩国公开专利公报no.2002-0028203

技术实现要素：

技术问题

本公开的一方面是提供在低温下具有优异的断裂萌生抗力和断裂扩展阻力的高强度钢及其制造方法。

然而，本公开的各方面不限于此。在下面的描述中将对其他方面进行阐述，并且通过该描述，其他方面对于相关领域的普通技术人员而言将是明显的。

技术方案

本公开的一方面涉及一种在低温下具有优异的断裂萌生抗力和断裂扩展阻力的高强度钢，该高强度钢按重量％计包含：0.02％至0.09％的c、0.005％至0.3％的si、0.5％至1.7％的mn、0.001％至0.035％的sol.al、0.03％或更少且不包括0％的nb、0.01％或更少且不包括0％的v、0.001％至0.02％的ti、0.01％至0.1％的cu、0.01％至2.0％的ni、0.01％至0.5％的cr、0.001％至0.5％的mo、0.0002％至0.005％的ca、0.001％至0.006％的n、0.02％或更少且不包括0％的p、0.003％或更少且不包括0％的s、0.002％或更少且不包括0％的o、以及余量的fe和不可避免的杂质，该高强度钢满足下面的关系表达式1。

显微组织包含50面积％或更高的多边形铁素体和针状铁素体之和，并且包含3.5面积％或更低的马氏体-奥氏体多相、即ma相。

关系表达式1：5*c+si+10*sol.al≤0.6

(在关系表达式1中，各个元素符号表示按重量％计的各个元素的含量)

本公开的另一方面涉及一种制造在低温下具有优异的断裂萌生抗力和断裂扩展阻力的高强度钢的方法，该方法包括：准备满足上述合金组成的板坯；

将板坯加热至1000℃至1200℃；

在680℃或更高的温度下对经加热的板坯进行精热轧并得到热轧钢板；以及

冷却热轧钢板。

另外，上述技术方案没有列出本公开的所有特征。参照下面描述的具体实施方案，将进一步理解本公开的各种特征及其优点和效果。

有益效果

根据本公开的方面，可以提供在低温下具有提高的低温下的断裂萌生抗力和断裂扩展阻力的钢及其制造方法的效果。

附图说明

图1是图示了关于发明例1至发明例3和比较例1、比较例2、比较例8、比较例9的ma相分数(实线)和延性-脆性转变温度(虚线)根据关系表达式1的值变化的图表；

图2是通过使用光学显微镜获得的发明例2的显微组织的图像；以及

图3是通过使用光学显微镜获得的比较例7的显微组织的图像。

具体实施方式

在以下描述中，将描述本发明的优选实施方案。然而，可以以各种方式修改本公开的各实施方案，并且本公开的范围可以不限于下面所描述的各实施方案。另外，可以提供各实施方案以向本领域普通技术人员更完整地描述本公开。

发明人进行了研究以进一步提高低温下的断裂萌生抗力和断裂扩展阻力，并且发明人已经发现，通过精确控制合金元素之间的关系、特别是c、si和sol.al之间的关系，钢材的显微组织可以包含50面积％或更高的多边形铁素体和针状铁素体之和，并且可以包含3.5面积％或更低的ma相(马氏体-奥氏体多相)。因此，已经发现的是，可以显著提高低温下的断裂萌生抗力和断裂扩展阻力，并且已经提出了本公开。

在低温下具有优异的断裂萌生抗力和断裂扩展阻力的高强度钢

在下面的描述中，将详细描述在低温下具有优异的断裂萌生抗力和断裂扩展阻力的高强度钢。

根据本公开的一方面的在低温下具有优异的断裂萌生抗力和断裂扩展阻力的高强度钢可以按重量％计包含：0.02％至0.09％的c、0.005％至0.3％的si、0.5％至1.7％的mn、0.001％至0.035％的sol.al、0.03％或更少且不包括0％的nb、0.01％或更少且不包括0％的v、0.001％至0.02％的ti、0.01％至0.1％的cu、0.01％至2.0％的ni、0.01％至0.5％的cr、0.001％至0.5％的mo、0.0002％至0.005％的ca、0.001％至0.006％的n、0.02％或更少且不包括0％的p、0.003％或更少且不包括0％的s、0.002％或更少且不包括0％的o、余量的fe和不可避免的杂质，并且可以满足下面的关系表达式1。

显微组织可以包含50面积％或更高的多边形铁素体和针状铁素体之和，并且可以包含3.5面积％或更低的ma相(马氏体-奥氏体多相)。

关系表达式1：5*c+si+10*sol.al≤0.6

(在关系表达式1中，各个元素符号表示按重量％计的各个元素的含量)

将对本公开的钢的合金组成进行详细描述。每个元素的含量的单位可以是重量％。

c：0.02％至0.09％

c是在通过形成针状铁素体或板条贝氏体来同时确保强度和韧性方面起重要作用的元素。

当c的含量低于0.02％时，c可能很少分散并且可能转变为粗铁素体组织，使得可能存在钢的强度和韧性劣化的问题。当c的含量超过0.09％时，ma相可能过多地形成，并且可能形成粗ma相，使得可能存在低温下的断裂萌生抗力显著劣化的问题。因此，c的优选含量可以为0.02％至0.09％。

c的更优选的下限含量可以为0.025％，并且c的甚至更优选的下限含量可以为0.03％。c的更优选的上限含量可以为0.085％，并且c的更优选的上限含量可以为0.08％。

si：0.005％至0.3％

si是可以为了脱氧、脱硫以及固溶强化的目的而添加的元素。然而，尽管si的增加屈服强度和抗拉强度的效果不显著，但是si可以使焊接热影响区中的奥氏体的稳定性大幅增加，使得ma相的分数会增加，并且因此，可能存在低温下的断裂萌生抗力会大幅劣化的问题。因此，在本公开中，可以优选地将si的含量控制为0.3％或更少。为了将si的含量控制成低于0.005％，可能存在炼钢工艺中的处理时间可能大幅增加使得生产成本可能增加并且生产率可能降低的问题。因此，si的优选的下限含量可以为0.005％。

si的更有选的下限含量可以为0.007％，并且si的甚至更优选的下限含量可以为0.01％。另外，si的更优选的上限含量可以为0.25％，并且si的甚至更高的上限含量可以为0.2％。

mn：0.5％至1.7％

mn可以在通过强化固溶来增加强度方面具有显著效果，并且低温下的韧性的降低可能是微不足道的。因此，可以添加0.5％或更高的mn。

然而，当过量地添加mn时，沿钢板的厚度方向获取的中央部分的偏析可能增加，并且mn可能导致与同时偏析的s一起形成非金属夹杂物mns。在中央部分中形成的mns夹杂物可以通过随后的轧制工艺而被拉伸并因此可能使低温下的断裂萌生抗力和断裂扩展阻力劣化。因此，mn的优选的上限含量可以为1.7％。

因此，mn的优选含量可以为0.5％至1.7％。mn的更优选的下限含量可以为0.7％，并且甚至更优选的上限含量可以为1.0％。另外，mn的优选的上限含量可以为1.68％，并且甚至更优选的上限含量可以为1.65％。

sol.al：0.001％至0.035％

sol.al可以在炼钢工艺中与mn一起用作强脱氧剂，并且可以通过在单脱氧或双脱氧中添加至少0.001％或更高的sol.al来充分地获得上述效果。

然而，当sol.al的含量超过0.035％时，上述效果可能饱和，并且由于脱氧而形成的氧化夹杂物中的al2o3的分数可能过度增加，使得夹杂物的尺寸可能变粗，并且在精炼工艺中夹杂物可能无法被适当地除去。因此，可能存在钢材的低温韧性会大幅降低的问题。另外，与si类似，sol.al可以促进ma相在焊接热影响区中的形成，使得低温下的断裂萌生抗力和断裂扩展阻力可能大幅劣化。

因此，sol.al的优选含量可以为0.001％至0.035％。

nb：0.03％或更少(不包括0％)

nb是可以溶解于奥氏体并且可以增加奥氏体的淬透性的元素。另外，nb可以在热轧期间作为细碳化物(nb,ti)(c,n)析出，并且可以防止轧制或冷却期间的再结晶，使得nb可以在细化最终显微组织方面具有显著效果。然而，当添加过量的nb时，nb会促进ma相在焊接热影响区中的形成，使得低温下的断裂萌生抗力和断裂扩展阻力会大幅劣化。因此，在本公开中，nb的含量可以被控制为0.03％或更少(不包括0％)。

v：0.01％或更少(不包括0％)

对于v，大部分的v可以在对板坯进行再加热期间重新溶解，并且在轧制之后的冷却期间，v大部分可以析出，并且可以提高强度。然而，在焊接热影响区中，v可以在高温下溶解，使得v可以使淬透性大幅增加并且可以促进ma相的形成。因此，v的含量可以被限制为0.01％或更少(不包括0％)。

ti：0.001％至0.02％

ti可以在高温下主要作为呈细tin形式的六方析出物存在，或者当ti与nb一起添加时，可以形成(ti,nb)(c,n)析出物，使得可以具有防止基材和焊接热影响区的晶粒生长的效果。

为了充分获得上述效果，可以优选地添加0.001％或更高的ti，并且为了使ti的添加效果最大化，可以优选地根据要添加的n的含量来增加ti的含量。当ti的含量超过0.02％时，可能形成过量的粗的碳氮化物，并且这些过量的粗的碳氮化物可以充当断裂裂纹的萌生点，并且因此，焊接热影响区的冲击性能会大幅降低。因此，ti的优选含量可以为0.001％至0.02％。

cu：0.01％至1.0％

cu是可以通过固溶和析出使强度大幅提高而不会使断裂萌生抗力和断裂扩展阻力显著劣化的元素。

当cu的含量低于0.01％时，上述效果可能不足。当cu的含量超过1.0％时，可能在钢材的表面上产生裂纹。另外，由于cu是相对昂贵的元素，因而可能存在原料成本增加的问题。

ni：0.01％至2.0％

ni可以几乎不具有增加强度的效果，但对于提高低温下的断裂萌生抗力和断裂扩展阻力可是有效的。特别地，当添加cu时，ni可以具有防止由在再加热板坯期间发生的选择性氧化而引起的表面裂纹的效果。

当ni的含量低于0.01％时，上述效果可能不足。当ni的含量超过2.0％时，由于ni是昂贵的元素，因而会存在原料成本增加的问题。

cr：0.01％至0.5％

cr可以在通过固溶而增加屈服强度和抗拉强度方面具有不显著的效果。然而，由于高淬透性，cr甚至在厚材料以低冷却速率冷却时也会形成细组织，因此，cr可以具有提高强度和韧性的效果。

当cr的含量低于0.01％时，上述效果可能不足。当cr的含量超过0.5％时，成本可能增加，并且焊接热影响区的低温韧性可能劣化。

mo：0.001％至0.5％

mo可以延迟加速冷却处理期间的相变并且因此可以具有使强度大幅增加的效果。另外，mo是可以具有防止由诸如p等的杂质的晶界偏析引起的韧性劣化的效果的元素。

当mo的含量低于0.001％时，上述效果可能不足。当mo的含量超过0.5％时，由于高淬透性，在焊接热影响区中会促进ma相的形成，使得低温下的断裂萌生抗力和断裂扩展阻力会大幅劣化。

ca：0.0002％至0.005％

当将ca在炼钢工艺期间于al-脱氧之后添加至钢水时，ca可以与主要作为mns存在的s结合，使得ca可以防止mns的形成并且可以同时形成球形cas。因此，ca可以具有防止钢材的中央部分中的裂纹的效果。因此，在本公开中，为了使所添加的s充分形成为cas，可能需要添加0.0002％或更高的ca。

当ca的含量过量时，残余的ca可以与o结合，并且可以形成粗且硬的氧化夹杂物，这些氧化夹杂物可以在随后的轧制工艺中被拉伸并断裂，并且因此可以充当低温下的裂纹的萌生点。因此，ca的优选的上限含量可以为0.005％。

n：0.001％至0.006％

n是可以与所添加的nb、ti和al一起形成析出物并且可以使钢的晶粒细化以使得基材的强度和韧性可以提高的元素。然而，当添加过量的n时，n会以残余原子状态存在并且会在冷变形之后引起老化现象，因此，n被认为是可以降低低温韧性的最具代表性的元素。另外，已知的是，当通过连铸工艺制造板坯时，n会由于高温下的脆化而引起表面裂纹。

因此，在本公开中，考虑到ti的含量为0.001％至0.02％，n的含量可以被限制为0.001％至0.006％的范围。

p：0.02％或更少(不包括0％)

p是可以增加强度但会使低温韧性劣化的元素。特别地，p可以具有由于热处理钢中的晶界偏析而使低温韧性大幅劣化的问题。因此，可以优选地将p的含量控制为尽可能低。然而，由于在炼钢工艺期间过度地除去p可能需要较高成本，因而p的含量可以被限制为0.02％或更少。

s：0.003％或更少(不包括0％)

s是由于与mn结合并在钢板的厚度方向上的中央部分中形成mns夹杂物而使低温韧性劣化的主要原因。因此，为了确保低温下的变形时效冲击性能，可以优选地尽可能在炼钢工艺中除去s，但是由于可能需要过高的成本，因此s的含量可以被限制为0.003％或更少。

o：0.002％或更少(不包括0％)

o可以通过在炼钢工艺中添加诸如si、mn、al等的脱氧剂而形成为氧化夹杂物，并且可以被除去。当未添加适当量的脱氧剂并且未适当地进行夹杂物除去处理时，残留在钢水中的氧化夹杂物的量可能增加，并且夹杂物的尺寸也可能同时大幅增加。未被除去的粗氧化夹杂物可以在炼钢工艺中的轧制工艺期间以断裂形式或球形形式保留在钢中，并且可以充当低温下的断裂的萌生点或裂纹的扩展路径。因此，为了确保低温下的冲击性能和ctod性能，可能需要尽可能地防止粗氧化夹杂物。为此，o的含量可以被限制为0.002％或更少。

除上述组成之外的剩余部分是fe。然而，在一般的制造工艺中，可能不可避免地从原材料或周围环境添加了不可避免的杂质，因此杂质可能无法被排除。由于本领域技术人员知道这些杂质，因而在本公开中没有提供对这些杂质的描述。

本公开的合金组成可能需要满足上述元素含量，并且另外，c、si和sol.al可能需要满足下面的关系表达式1。

关系表达式1：5*c+si+10*sol.al≤0.6。

(在关系表达式1中，各个元素符号表示按重量％计的各个元素的含量)。

关系表达式1是在考虑了对ma相的形成产生影响的各个元素的影响程度而设计的。如图1中所指示的，ma相上的分数(虚线)可以根据关系表达式1的值的增加而增加，使得钢的延性-脆性转变温度(实线)、低温冲击性能可以增加。因此，关系表达式1的值增大得越多，低温韧性就会减小得越多。因此，为了充分确保钢材的低温冲击性能和ctod值，可以优选地将关系表达式1的值控制为0.6或更低。

在焊接区域中，特别是在sc-haz(次临界再加热热影响区)、用于保证低温ctod值的最重要位置中，焊接期间的温度低于两相区域温度，因此，焊接区域可以具有与基材的显微组织几乎类似的显微组织。因此，通过将关系表达式1的值控制为0.6或更低，可以充分确保焊接区域的低温冲击性能和ctod值。

本公开的钢的显微组织可以包含50面积％或更高的多边形铁素体和针状铁素体之和，并且可以包含3.5面积％或更低的ma相(马氏体-奥氏体多相)。

针状铁素体可以是最重要且最基本的显微组织，其可以由于细晶粒尺寸的影响而增加强度，并且还可以干扰在低温下产生的裂纹的扩展。由于多边形铁素体与针状铁素体相比可能是粗的，因而多边形铁素体对增加强度的贡献可能相对较低，但是由于多边形铁素体具有低位错密度和高角度晶界，因而多边形铁素体是可以极大地有助于防止低温下的扩展的显微组织。

当多边形铁素体和针状铁素体的总和低于50面积％时，可能难以防止低温下的裂纹的萌生和扩展，并且可能难以确保高强度，这可能成问题。因此，多边形铁素体和针状铁素体的总和优选地可以为50面积％或更高，更优选地可以为70面积％或更高，并且甚至更优选地可以为85面积％或更高。

ma相可能由于高硬度而不适应转变，使得ma相周围的软铁素体基体的变形可能被集中并且超过其极限点，与ma相周围的铁素体基体的界面可能分离，或者ma相可能断裂并且可能充当裂纹萌生起点，这可能是导致钢材的低温断裂性能劣化的最重要原因。因此，可能需要将ma相控制为尽可能低，并且可以优选地将ma相控制为3.5面积％或更少。

以等效圆直径测量的ma相的平均尺寸可以为2.5μm或更小。当ma相的平均尺寸超过2.5μm时，应力可能更集中，使得ma相可能容易地断裂并且可能充当裂纹萌生起点。

多边形铁素体和针状铁素体可以不通过热轧工艺被加工硬化。换言之，多边形铁素体和针状铁素体可以在热轧工艺之后形成。

当热轧温度低时，粗的先共析铁素体可以在完成热轧工艺之前形成，使得粗的先共析铁素体可以通过随后的轧制工艺被拉长并且可以被加工硬化。残余奥氏体可以保持呈带形式并且可以转变成包含具有高密度的ma硬化相的组织，使得钢材的低温冲击性能和ctod值可能劣化。

除了包含多边形铁素体、针状铁素体和ma相之外，钢材的显微组织还可以包含贝氏体铁素体、渗碳体等。

贝氏体铁素体是在低温下转变成的组织。贝氏体铁素体中可以具有大量的位错，但与其他类型的铁素体相比可能相对较粗。另外，贝氏体铁素体中含有ma相，并因此具有高强度，但可能易于导致裂纹的萌生和扩展。因此，可能需要将贝氏体铁素体控制为最小。

本公开的钢可以包含夹杂物，并且尺寸为10μm或更高的夹杂物的数目可以是11个/cm²或更低。尺寸可以以等效圆直径来测量。

当尺寸为10μm或更大的夹杂物的数目超过11个/cm²时，夹杂物可以充当低温下的裂纹萌生点。为了控制这些粗的夹杂物，可以优选地在二次精炼工艺的最后阶段添加ca或ca合金，并且使用ar气进行鼓泡和回流处理三分钟。

本公开的钢可以具有355mpa或更高的屈服强度、在-60℃的300j或更高的冲击能量值、以及在-40℃的0.3mm或更高的ctod值。另外，本公开的钢可以具有450mpa或更高的抗拉强度。

另外，本公开的钢可以具有-60℃或更低的dbtt(延性-脆性转变温度)。

制造在低温下具有优异的断裂萌生抗力和断裂扩展阻力的高强度钢的方法

在下面的描述中，将详细描述本公开的另一方面的制造在低温下具有优异的断裂萌生抗力和断裂扩展阻力的高强度钢的方法。

制造在低温下具有优异的断裂萌生抗力和断裂扩展阻力的高强度钢的方法可以包括：准备包含上述合金组成的板坯；将板坯加热至1000℃至1200℃；通过在680℃或更高的温度下对将经加热的板坯进行精热轧而得到热轧钢板；以及冷却热轧钢板。

准备板坯

可以准备满足上述合金组成的板坯。

准备板坯可以包括：在二次精炼工艺的最后阶段向钢水添加ca或ca合金；以及在添加ca或ca合金之后，使用ar气进行鼓泡和回流处理至少3分钟，这可能是为了控制粗的夹杂物。

对板坯进行加热

可以将板坯加热至1000℃至1200℃。

当板坯加热温度低于1000℃时，在连铸工艺期间在板坯中形成的碳化物等的再固溶可能是困难的，并且可能无法适当地进行偏析元素的均匀化。因此，可以优选地将板坯加热至1000℃或更高的温度，其中可以进行所添加的nb的50％或更高的再固溶。

当板坯加热温度超过1200℃时，奥氏体晶粒尺寸可能较粗地生长，并且通过随后的轧制工艺进行的精炼也可能是不充分的，使得钢板的机械性能如抗拉强度、低温韧性等可能会大幅劣化。

热轧

可以将经加热的板坯在680℃或更高的温度下进行精热轧，并且可以得到热轧钢板。

当精热轧温度低于680℃时，mn等在轧制期间可能不会偏析，使得可能在具有低淬透性的区域中形成先共析铁素体，并且当形成铁素体时，作为溶质的c等可以在残余奥氏体区域中偏析并增稠。c等增稠的区域可以在轧制之后的冷却期间转变为上贝氏体、马氏体或ma相，并且可以形成包含铁素体和硬组织的强层状组织。c等增稠的层上的硬组织可以具有高硬度，并且ma相的分数也可以大幅增加。因此，由于硬组织的增加和层状组织的布置，低温韧性可能大幅降低。因此，可能需要将轧制终止温度控制为680℃或更高。

冷却

可以将热轧钢板冷却。

可以将热轧钢板以2℃/秒至30℃/秒的冷却速率冷却至300℃至650℃。

当冷却速率低于2℃/秒时，冷却速率可能太低而不能避免铁素体和珠光体转变部分，使得强度和低温韧性可能劣化。当冷却速率超过30℃/秒时，可能形成粒状贝氏体或马氏体，使得强度可能增加，但低温韧性可能大幅劣化。

当冷却终止温度低于300℃时，很可能形成马氏体或ma相。当冷却终止温度超过650℃时，可能难以形成诸如针状铁素体等的细组织，并且很可能形成粗铁素体。

同时，根据需要，可以进行下述回火工艺：将经冷却的热轧钢板加热至450℃至700℃并将热轧钢板保持1.3*t+10分钟至1.3*t+200分钟并冷却，其中t是以mm为单位测量的热轧钢板的厚度的值。

可以进行回火工艺以在形成过量的ma时使ma溶解，以除去高位错密度并使溶质nb等作为碳氮化物析出(尽管少量)，以便提高屈服强度或低温韧性。

当加热温度低于450℃时，铁素体基体可能无法充分软化，并且由于p偏析等而可能发生脆化现象，这可能会使韧性相当地劣化。当加热温度超过700℃时，晶粒的恢复和生长可能迅速发生，并且在更高的温度下，可能发生转变成奥氏体的再转变，使得屈服强度可能大幅降低，并且同时低温韧性也可能劣化。

当保持时间低于1.3*t+10时，组织的均匀化可能无法充分进行。当保持时间超过1.3*t+200时，可能存在生产率降低的问题。

发明实施方式

在以下描述中，将更详细地描述本公开的实例实施方案。应指出的是，提供示例性实施方案是为了更详细地描述本公开，而不是为了限制本公开。

在下面的表2中列出的条件下对具有如下面的表1中所示的组成的板坯进行加热、热轧和冷却，并且制造出钢试样。

观察所制造的钢试样的显微组织，对性能进行测量，并且将结果列于下面的表3中。

另外，用下面的表2中列出的焊接热量输入对所制造的钢试样进行焊接，并且焊接热影响区(schaz)的冲击能量值(-60℃)和ctod值(-40℃)被测量并列于下面的表3中。由于钢试样的冲击能量值(-60℃)和ctod值(-40℃)高于焊接热影响区的冲击能量值和ctod值，因而未对钢试样的冲击能量值(-60℃)和ctod值(-40℃)进行测量。

对于钢试样的显微组织，将所制造的钢试样的断面表面抛光成镜面并根据目的使用nital或lepera进行腐蚀，并且使用光学显微镜或扫描电子显微镜在100倍至5000倍的放大倍数下对试样的一定区域的图像进行测量。使用图像分析仪从所测得的图像测量每个相的分数。为了获得有统计学意义的值，在改变同一试样中的位置的同时重复进行测量，并获得测量的平均值。

对于细氧化夹杂物，通过使用扫描电子显微镜扫描来测量10μm或更大的夹杂物的数目并将结果列于下面的表3中的夹杂物(个/cm²)中。

钢试样的性能从通过一般的抗拉试验获得的标称变化率-标称应力曲线测得并被列于表中。

通过进行夏比v型缺口冲击试验来测量焊接热影响区的冲击能量值(-60℃)和dbtt值。

对于ctod值(-40℃)，根据bs7448标准，将试样加工成具有垂直于轧制方向的b(厚度)×b(宽度)×5b(长度)的尺寸，插入疲劳裂纹使得疲劳裂纹长度变为试样宽度的约50％，并且在-40℃进行ctod试验。b可以是所制造的钢试样的厚度。

[表1]

[表2]

[表3]

在上面的表3中，pf+af可以指多边形铁素体和针状铁素体的总和。

已经发现的是，满足本公开中提出的合金组成和制造条件的发明例1至发明例3具有优异的屈服强度，并且热影响区的冲击能量值和ctod值较高。

比较例1、比较例8和比较例9是各个元素的范围满足本公开的范围、但关系表达式1的值超过0.6的试样。因此，在制造的钢和焊接热影响区中、特别是在sc-haz(次临界再加热热影响区)中形成诸如ma等的硬化相，因此，低温韧性大幅劣化。

比较例2是所添加的c的含量超出本公开的范围的试样。c是可以形成ma的最有效元素，并且与比较例1中一样，比较例2中的所制造的钢和焊接热影响区的低温韧性大幅劣化。

比较例3是c的含量低于本公开的范围的试样。由于c的含量低，因而诸如ma等的硬化相的形成大幅降低，使得所制造的钢和焊接热影响区的低温韧性大幅提高，但是几乎没有因c强化强度的效果，使得不能获得高强度钢材。

在比较例4中，除了o之外的全部元素的组成范围都满足本公开的范围，但是在炼钢工艺中没有适当地进行对夹杂物的形成和除去的管理。因此，产品中的o的含量超出本公开的范围，使得粗氧化夹杂物的频率超出本公开的范围，因此，在比较例4中，低温韧性大幅劣化。

当在炼钢工艺中没有适当地进行对o的除去时，未除去的o可能作为氧化夹杂物存在，并且其分数和尺寸可能增加。这种粗氧化夹杂物可能几乎没有延展性，使得在随后的制造钢的处理中，粗氧化夹杂物可能在低温轧制期间因轧制重量而断裂，并且可能以细长形状存在于钢中。这样的粗氧化夹杂物可能在后续处理中或在施加外部冲击时充当用于裂纹萌生或裂纹扩展的路径，并且因此可能充当可使钢或焊接热影响区的低温韧性大幅降低的重要因素。

比较例5至比较例7满足本公开中提出的各个元素含量和关系表达式1的值，但制造条件超出本公开中提出的范围。

对于比较例5，所制造的板坯的加热温度超过本公开的范围。由于板坯加热温度太高，因而奥氏体的生产因高温下的轧制和等待而被极大地促进。因此，形成了大量的粗ma相，使得低温韧性大幅劣化。

对于比较例6，精轧温度低于本公开的范围。在轧制工艺终止之前形成了粗的先共析铁素体，并且奥氏体在随后的轧制工艺中呈细长形状。残余奥氏体保持带形式并转变为包含具有高密度的ma硬化相的组织。因此，由于粗的转变的组织和局部高ma硬化相，低温韧性劣化。

在比较例7中，多边形铁素体和针状铁素体的总和的分数低于本发明的范围。当具有低厚度的钢以过高的冷却速率冷却时，可以防止铁素体的形成，并且可以形成硬贝氏体或马氏体组织，使得：尽管强度会大幅增加，但是钢和焊接热影响区的低温韧性会大幅降低。

尽管已经在上面示出并描述了示例性实施方案，但是本公开的范围不限于这些示例性实施方案，并且对于本领域技术人员而言将明显的是，可以在不脱离由所附权利要求限定的本发明的范围的情况下作出改型和变型。